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铸态Si系合金变质奥氏体锰钢中出现弥散分布的共晶渗碳体颗粒，强化基体，有利于材料的综合机械性能。本文采用定向凝固技术，通过研究非平衡凝固奥氏体锰钢中γ-(Fe,Mn)3C共晶体的结晶时空与特征，以及变质元素与凝固速率对C、Mr枝晶偏析、共晶渗碳体结晶自由能、共晶两相生长方式与形态的影响，揭示了颗粒状离异共晶渗碳体的形成机制；以此研究了奥氏体锰钢铸态组织对合金成分、变质元素与凝固速率的敏感性，给出了制备共晶渗碳体颗粒增强奥氏体锰钢(GranularEutecticCementitereinforcedAusteniteMnSteel，简称为EAMS)的控制参数；并尝试利用固体与分子经验电子理论(EET)，揭示了变质元素对EAMS组织影响的价电子机制；最后通过比较EAMS与基体合金(单一奥氏体相)的干滑动摩擦磨损行为，分析了共晶渗碳体颗粒对EAMS抗磨性的影响。
定向凝固试验表明，共晶体在奥氏体锰钢凝固后期初生奥氏体枝晶间的小熔池中结晶，在二次枝晶的根部、相邻及相对生长的二次枝晶间，可发生单个或同时多个共晶体结晶；结晶过程中，共晶渗碳体单独由熔池中析出，共晶奥氏体则依附于初生奥氏体形核，为典型离异共晶结晶特征。
经对奥氏体锰钢X-Ray与能谱分析、定向凝固固-液(S-L)界面观察、以及溶质分配分析，结合数值计算结果，表明Si增强奥氏体锰钢凝固过程中C、Mn元素的枝晶偏析，降低共晶渗碳体的反应吉氏自由能，促进共晶体结晶；非平衡凝固有利于共晶反应，凝固速率愈大，共晶体愈容易结晶。
对Fe-1.25C-6.60Mn系奥氏体中锰钢与Fe-1.80C-10.00Mn系奥氏体高锰钢实施定向凝固表明，变质元素作用下，非平衡凝固共晶渗碳体的生长环境具有以下特征：(1)生长空间(初生奥氏体枝晶间的熔池)中变质元素高度富集；(2)生长受到初生奥氏体轴次分枝的约束，表面活性元素作用愈强，凝固愈偏离平衡，共晶渗碳体的生长空间愈小。
对不同变质处理的共晶模拟合金实施定向凝固发现，分枝为共晶(Fe,Mn)3C调整层片间距并生长的基本机制，凝固速率与变质元素影响分枝的强度与方向；变质元素导致共晶γ为领先相并与共晶(Fe,Mn)3C相均衡生长，抑制形成共生胞状共晶组织，促使层片共晶组织形成。分析表明，变质元素作用下，共晶(Fe,Mn)3C相S-L界面粗糙化，各晶面趋向于以相同速率生长，从而使γ-(Fe,Mn)3C共晶具有类“金属-金属”型S-L生长界面，并最终影响共晶体形态。
在分析变质元素对共晶两相生长影响的基础上，结合奥氏体锰钢中共晶渗碳体的生长环境特征，给出了铸态锰钢组织中获得离异共晶渗碳体颗粒的原因：(1)共晶两相的离异结晶；(2)共晶(Fe,Mn)3C相S-L界面粗糙化并且各晶面以相同速率生长；以及(3)共晶两相均无侧枝间隙供对方共生。
考察了EAMS的制备与组织控制参数。铸态下为制备EAMS，C、Mn含量w(C)、w(Mn)须超过一临界值，Si含量w(Si)须控制在一定区间内，另须加入表面活性变质元素。共晶渗碳体颗粒体积分数随着w(C)、w(Mn)、w(Si)、凝固速率V与变质剂加入量αk递增；直径随V递减，而随αk递增。铸态下直接获得共晶渗碳体颗粒体积分数于0～20﹪之间可调的EAMS，颗粒细小而圆整，弥散均匀分布于奥氏体基体中。EAMS适用于制备中小(或薄壁)铸件，金属型浇铸。
在提出晶胞对溶质原子i的“键约束因子”δi的基础上，结合元素平衡分配系数k0的统计物理定义，得出δi愈大，原子固相位垒Qs愈大，则原子愈容易由S-L界面向液相扩散，k0增大，反之，k0减小的观点，据此揭示了Si增强奥氏体锰钢凝固过程中C、Mn枝晶偏析、抑制锰钢固态冷却时三次碳化物针析出的价电子机制。在Tillen异质形核静电作用理论基础上，提出了熔体异质形核价电子模型以及基底触媒效应判据，以此成功解释了界面共格对应理论无法解释的EAMS初生奥氏体有效异质核心的问题，表明界面共格对应并非有效异质核心的本质要求。
EAMS干滑动摩擦磨损试验表明，EAMS的磨损分跑合与稳定磨损两个阶段。随着滑动速率与正载荷的增大，EAMS对G45＃钢系统的摩擦系数递减：低载下趋势明显，高载下变化幅度较小。EAMS的磨损率与正载荷的关系可分为轻微磨损与严重磨损两阶段，阶段间为突变；低载荷下EAMS的磨损量低于基体合金，高载下磨损量高于基体合金，EAMS发生严重磨损时的临界载荷远大于基体合金；高载时EAMS的磨损机制主要为剥层磨损与氧化磨损，低载时以磨粒磨损与剥层磨损为主；EAMS发生严重磨损时的临界载荷随滑动速率升高而降低。低载高速工况下，EAMS较基体合金体现出更优异的抗磨性能。