以含有Cu和Ni的低合金高强度（HSLA）钢为材料，设计了奥氏体连续冷却（SCC）、马氏体回火（SQCT）和奥氏体-铁素体两相区淬火（SQIT）等三种热处理工艺，结合光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）等分析表征手段和方法，利用原子探针层析技术（APT），在原子尺度上研究了Cu析出和回转奥氏体（RA）的大小、形貌、数量等析出特点和形成过程，探讨了Cu析出强化和回转奥氏体韧化的机制，以及热处理工艺对Cu-Ni钢的室温拉伸、低温冲击和焊接性能的影响，得到以下结论：在奥氏体连续冷却过程中，冷却速率通过影响合金元素在奥氏体和铁素体之间的动态扩散分配，决定了室温组织中多边形铁素体、针状铁素体、粒状铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体的组成比例，以及相变过程中Cu的析出过程和分布状态。在较慢冷速下，室温组织主要为多边形铁素体，并有少量贝氏体和残余奥氏体或马氏体。随着冷速的增加，多边形铁素体的形核和长大被抑制，体积分数逐渐减少，而粒状铁素体和针状铁素体不断增加，并存有少量未转变的残余奥氏体。在此过程中，Cu析出主要在多边形铁素体内通过相间沉淀的方式形成，分布不均匀，在一定程度上限制了其强化效果。奥氏体相变产物中的微观结构（位错、碳化物（渗碳体）和奥氏体/铁素体界面）对Cu析出的形核、长大和粗化有不同的影响。APT研究表明，Cu析出和P偏聚的位错线没有明显的交互作用。在奥氏体-铁素体相变过程中，相对位错，奥氏体/铁素体界面更容易诱发Cu原子以相间沉淀的方式形核。在较慢的冷速下，渗碳体/基体界面成为Cu析出优先形核的部位，并促进其长大和粗化。溶质原子在铁素体和奥氏体之间的扩散、再分配和界面偏聚，促使Cu析出在奥氏体/铁素体界面形成。另外，Cu析出过程受到铁素体/奥氏体界面迁移速率的影响，即与奥氏体连续冷却速率有关。经900℃固溶+淬火处理后，Cu-Ni钢为Cu原子过饱和固溶的板条马氏体组织。不同温度回火时，硬度曲线反映了马氏体组织软化，Cu析出强化和回转奥氏体的二次淬火等因素的共同作用效果。APT分析表明，随着回火温度的增加或时间的延长，Cu析出的数量密度逐渐减少，尺寸不断增加，同时形态从球型不断向椭球过渡。在形成早期，Cu析出中含有大量的Fe，以及一定量的Ni和Mn。随着Cu析出的长大和粗化，Ni和Mn倾向偏聚在Cu析出/基体界面处，而且Fe含量逐渐降低。高温（650℃）回火时，APT没有探测出Cu析出存在。通过奥氏体-铁素体两相区回火，可以得到回转奥氏体弥散分布的板条状回火马氏体组织。Ni、Mn和Cu等奥氏体稳定性元素富集在回转奥氏体中，增加了回转奥氏体的热稳定性和力学稳定性，具有很强的低温韧化作用。APT分析表明，回转奥氏体附近存在有尺寸较大的Cu析出，证实了Cu原子向回转奥氏体中富集的倾向，而且在低温时伴随奥氏体的部分分解而析出。在铁素体基体中，存在大量细小的Cu析出，为后续常规回火时形成的，具有析出强化作用。SCC反映了传统控轧、控冷工艺所涉及的物理冶金规律，此时Cu-Ni钢具有良好的室温拉伸性能，但在低温时普遍存在脆化倾向。SQCT反映了热处理工艺所涉及的物理冶金规律，此时Cu-Ni钢具有良好的拉伸性能，但屈强比较高，可靠性降低。SQIT工艺中，屈强比较低，拉伸性能优越，在-80℃时仍具有较高的冲击功，具有最佳的综合力学性能。SCC、SQCT和SQIT所获得的显观组织各异，拉伸和低温冲击等力学性能依次提高，但实际生产成本也逐渐增加。Cu析出尺寸较小且与基体呈非共格时，位错切过机制起主导作用，其强化效应主要来源于化学强化、共格强化和模量强化等作用，三者的强化增量分别为3-6MPa，86MPa和139MPa，其中模量强化起主导作用；对于尺寸较大的非共格的FCC结构Cu析出，Orowan绕过机制起主导作用，强化增量约为18MPa。切过向绕过机制转变的临界半径约为2.9nm。