無磁鋼按使用性能劃分，可分為奧氏體無磁不銹鋼和無磁結構鋼.
無磁結構鋼多采用Fe－Mn系無磁鋼，主要利用較高的Mn、C含量在室溫即獲得奧氏體組織，主要包括Fe－Mn、Fe－Mn－Cr和Fe－Mn－Al系無磁結構鋼。
Fe－Mn系無磁結構鋼
工業上曾使用的第一種奧氏體鋼是1882年英國冶金學家RobertHadfield所開發的一種含錳鋼，基本成分為11%～14%Mn，0.9%～1.4%C，該鋼水淬后因具有良好的強度和韌性匹配，以及較高的耐磨性和加工硬化能力，得以廣泛應用，因此這種含錳鋼也被命名為Hadfield鋼。
對于一些只要求高強高韌、無磁性而對不銹性能要求不高的零部件，為進一步降低這類無磁結構鋼的生產成本，通常只依靠足夠的Mn和C(或N)含量來擴大奧氏體相區，穩定室溫奧氏體組織。
在Fe－Mn系合金的基礎上，又逐漸發展出Fe－Mn－Cr系、Fe－Mn－Al系等多個系列的高錳奧氏體無磁鋼。
與此同時，北京鋼鐵學院針對強化無鎳Fe－Mn和Fe－Mn－Cr系高錳無磁鋼經過熱軋或熱鍛后利用冷加工硬化和時效硬化的強化效果及其對磁導率的影響進行了專門研究，提出冷加工硬化和時效硬化綜合利用提高材料性能的方案，即采用半熱鍛(溫加工)或鍛后直接時效處理，通過冷加工變形使奧氏體晶粒內部產生滑移帶，改善碳化物的析出部位，使其更加均勻彌散，以獲得良好的強塑性匹配。
德國是最早對無磁鋼進行研究并且將無磁鋼單獨標準化的國家之一，德國鋼鐵協會推薦的Fe－Mn－C系無磁鋼牌號為X120Mn12和X35Mn18，并給出了相應的熱加工和水淬溫度，經過不同的熱處理工藝，得到無磁鋼的屈服強Rp0.2為250MPa～600MPa，抗拉強度Rm為700MPa～900MPa，延伸率A為30%～40%，磁導率μ≤1.03，經冷變形強化后，磁導率μ升高到1.05～1.10。
阿塞洛米塔爾(ArcelorMittal)鋼鐵公司與蒂森－克虜伯(TyhssenKrupp)鋼鐵公司合作開發Fe－Mn－C系高錳鋼的冶煉工藝、成分設計和熱加工處理等技術，成功將Fe-23Mn-0.6C高錳奧氏體鋼板帶材商業化，室溫屈服強度599MPa，抗拉強度1162MPa，均勻延伸率達52.8%。
S.Allain等提出了Fe－Mn－C系奧氏體鋼的層錯能計算模型，利用該模型準確預測了Fe－22Mn－0.6C鋼在不同溫度下的變形機制，認為當層錯能≤18mJ/mol時，變形過程將發生ε－馬氏體相變;當層錯能在12mJ/mol～35mJ/mol時，變形過程中將產生形變孿晶。
O.Bouaziz等介紹了Nb、V、Ti的添加對于Fe－(17～22)Mn－(0.6～0.9)C冷軋和退火奧氏體鋼屈服強度增量的影響，認為當微合金元素添加量＜0.1%時，強化效果Ti＞V＞Nb。
在20世紀后半葉，由于電子信息產業高速發展和發電機、電動機組制造產生的強有力的推動作用，日本對高錳無磁結構鋼也進行過大量系統的研究，發現Mn13鋼的韌性和焊接性差，無磁性也不穩定，認為應該在此基礎上發展高Mn低C無磁結構鋼。Mn含量提高有利于保證磁導率穩定且處于較低水平;降低C含量有利于改善焊接性能，同時大大降低無磁結構鋼的線膨脹系數;加入適量的Cr可提高鋼材的耐蝕性。
行方二郎對高強度低磁鋼，包括高Ni、高Mn－C、高Cr－Ni、高Mn－Cr以及高Mn－Cr－Ni系低磁鋼的強化方法及其材料性能進行了論述，給出了Fe－Mn－C和Fe－Mn－Cr系低磁鋼保持低磁性的合金成分范圍，并在研究含V低磁鋼過程中發現，添加V能使奧氏體無磁鋼呈現顯著的析出硬化現象，與Nb、Ti等其它微合金元素相比，V的碳化物更容易高溫固溶于奧氏體基體。時效過程中微細的VC彌散析出，與母相之間的共格性導致內部應變場的產生，使屈服強度達到980MPa以上，同時使基體的延性和韌性維持在一定程度，磁導率也保持在較低水平。
前蘇聯研究人員也開發和應用了大量的無磁鋼鐵材料，針對Fe－Mn－C系高錳無磁鋼的研究中發現，當C含量在0.9%～1.2%，Mn含量在22%～30%之間時，隨著C、Mn含量的增加，實驗鋼在4K～293K溫度區間的力學性能得到提高，磁導率降低。A.Dumay等通過熱力學模型計算，研究了Cu、Cr、Al和Si的添加對于Fe－Mn－C系合金的層錯能的影響規律，結果表明隨著Cr含量的提高，層錯能下降。
Fe－Mn－Cr系無磁鋼
Fe－Mn－Cr系高錳無磁結構鋼的典型合金成分為18Mn－4Cr，即w(C)=0.3%～0.5%、w(Si)=0.3%～0.8%、w(Mn)=17.0%～19.0%、w(Cr)=3.0%～5.0%、w(P)≤0.04%、w(S)≤0.03%，因其良好的力學性能，曾一度作為大型發電機護環用無磁結構鋼，但當工作環境中存在腐蝕性介質(包括普通水)時容易發生應力腐蝕開裂，近30年來逐步被不含Ni的18Cr－18Mn－N無磁不銹鋼取代作為發電機護環的主要制造材料。
然而，前者由于Cr含量相對較低而且不需要額外添加N來穩定奧氏體，具有生產成本低廉，冶煉工藝相對簡單的優勢，所以仍可用作無腐蝕環境下令人滿意的無磁鋼鐵結構材料。
K.Sipos等對奧氏體預變形對于Fe－20Mn－4Cr－C鋼力學性能的影響和應變誘導馬氏體相變進行了研究，結果表明，應變誘導ε馬氏體相變增加鋼材的低溫脆性斷裂傾向。當溫度為373K和773K時，對奧氏體進行預變形后，鋼的拉伸性能顯著提高。預變形產生的形變孿晶和位錯亞結構對ε馬氏體板條的生長起阻礙作用，減少了拉伸變形過程中ε馬氏體的生成數量，從而提高了鋼的低溫韌性。J.Kriz等針對不同C和V含量的高錳奧氏體鋼(Mn18Cr4Ni)的析出硬化動力學進行了研究，指出當V含量＜2.5%時，該鋼可以通過析出硬化作為高強度低磁材料使用，但強度硬度提高的同時，塑性會有一定程度的降低。550℃時效，析出十分緩慢，可以忽略;650℃時效，在時效開始0.5h之內，析出就會以較高速率進行。
O.I.Balyts＇kyi綜述了各國關于18Mn－4Cr高強度護環用無磁結構鋼的化學成分和力學性能的研究結果，指出一定量的Cr能提高鋼的屈服強度。18Mn－4Cr鋼在550℃熱處理時，斷裂韌性達到最低值。當鋼中V含量在1.3～1.5%時，強度和韌性的匹配達到最佳效果。對于40Mn18Cr4鋼，不能通過冷拉伸變形進行強化，因為在冷變形過程中具有強烈地形成α＇馬氏體的傾向，而熱變形過程中，形變孿晶受到抑制，主要形成大量的位錯亞結構。
與40Mn18Cr4相比，50Mn18Cr4變形過程中更易形成形變孿晶，在550℃～950℃時效過程中，碳化物沿奧氏體晶界析出。18Mn－4Cr鋼在有水存在環境下對腐蝕開裂更為敏感，應盡力保證服役環境的干燥。加入0.4%Cu能增加奧氏體的穩定性，使磁導率μ值保持在1.003～1.01范圍內。
E.S.Gorkunov等研究了具有不同奧氏體穩定性的Fe－Mn和Fe－Mn－Cr系無磁鋼經過室溫單向拉伸和扭轉變形后磁學性能的演變。結果表明，與03Mn20、03Mn22Cr13鋼相比，30Mn21Cr4無磁鋼中奧氏體組織最為穩定，室溫拉伸變形中不形成α＇馬氏體，生成的ε馬氏體的含量約為12%。并指出原始狀態的30Mn21Cr4無磁鋼為抗磁性，磁化率為－6.5×10－3，但隨著剪切變形量的逐漸增大，該鋼開始表現順磁性，磁化率達到4.3×10－3，這與變形過程中生成的順磁性的ε馬氏體的數量有關。
日本神戶鋼鐵公司開發了一種易切削的高錳無磁鋼板KNM－295M，其主要成分為w(C)=0.25%、w(Mn)=25.0%、w(Cr)=5.0%，該鋼無磁性能穩定，當冷變形達到40%時，磁導率μ值仍保持在1.002左右;鉆孔性能良好，相當于傳統高C高Mn無磁鋼的30倍以上;線膨脹系數相當于普通奧氏體不銹鋼的2/3左右，適合應用于各種發電機、電動機、變壓器等強電設備的結構材料以及鉆孔量大的部件或不希望出現熱伸縮的部件。
另外，日本研究了30種不同成分的低碳錳系奧氏體極低溫無磁鋼，最佳成分牌號為Mn35Cr5，在－170℃時屈服強度380MPa，伸長率為60%。可其屈服強度較低，如果采用控軋控冷工藝，由于位錯強化，可使該鋼強度提高，韌性略有下降。
中國護環用鋼主要包括4個鋼號，即40Mn18Cr4、50Mn18Cr4、50Mn18Cr4N、50Mn18Cr4WN，經變形強化后，Rp0.2可達1100MPa。此外，40Mn18Cr3和55Mn18Cr3兩種仿制的大型發電機護環用無磁結構鋼主要作為利用半熱鍛形變強化工藝制造護環材料，將40Mn18Cr3鋼中C含量提高到0.45%～0.65%，可使形變強化率得到有效改善。其半熱鍛最佳溫度區間為550℃～600℃，變形量為30%，此時的形變強化方式以滑移、塊移和蠕變三種方式同時進行。
馬如璋和王世亮對Fe－Mn－C和Fe－Mn－Cr系合金中馬氏體相變進行了研究。通過反復高溫淬火工藝，發現γ→ε馬氏體相變形核地點具有繼承性，直接證明了此相變為非均勻形核，并且在反復相變過程中，ε馬氏體數量顯著變化，但鐵磁性相α＇馬氏體的數量幾乎不變。王敏等開發了50Mn18Cr4V作為電機專用低磁材料，通過合理的熱處理制度形成均勻彌散的VC析出物，使材料的屈服強度最高達到800MPa，抗拉強度達到1200MPa，相對磁導率低于1.02。
Fe－Mn－Al系無磁鋼
20世紀30年代，提出以錳代鎳，以鋁代鉻的Fe－Mn－Al－C系合金，是作為非腐蝕環境下部分替代較為昂貴的Cr－Ni系奧氏體不銹鋼而產生的。由于具有高強度、無磁性、抗氧化、耐腐蝕、低密度和低成本等一系列優點而受到世界各國材料科學研究者的普遍重視。
1958年，Ham及Cairns等研究了合金成分為Fe－34Mn－10Al－0.76C的超高Mn－Al－C鋼，其抗拉強度達到750MPa，同時延伸率達到了70%。
Sato等于1989年研究了Fe－20/30Mn－0/7Al奧氏體鋼在－196℃～25℃范圍內的變形后的微觀組織，發現鋼中Al的加入將會抑制γ→ε的馬氏體相變，同時促進了變形過程中形變孿晶的形成。
實驗結果表明，具有較高Mn含量以及Al含量的鋼種在層錯能γ大約在20mJ/m2時變形過程中更容易形成形變孿晶而不是γ→ε的馬氏體相變。
隨著汽車工業的飛速發展以及未來汽車制造正朝著輕量化、安全性和低能耗的方向發展，Fe－Mn－Al－C鋼一直以來主要設想作為高強汽車鋼板開發和應用，因此，各國對于Fe－Mn－Al－C系合金的研究工作主要集中在層錯能、力學性能提高和變形過程中發生的形變孿晶、γ→ε馬氏體相變等變形機制的探討，而對其無磁性能的研究相對較少。
20世紀60年代，張彥生、師昌緒提出以較高的Mn含量替代Ni來穩定奧氏體，并加入少量Al抑制γ→ε馬氏體相變，在配制30個不同成分的Fe－Mn－Al系高錳奧氏體鋼的基礎上研究了其組織結構、高低溫瞬時力學性能、時效性能及抗氧化性能，并指出利用適量的C、Si元素，22%～25%Mn和2.5%～4%Al的合金成分范圍發展低溫無磁鋼的可能性。
對Fe－Mn及Fe－Mn－Al系高錳奧氏體鋼的深入研究主要集中在二十世紀八十至九十年代，不僅其低溫斷裂行為進行了系統的研究，而且還深入地探討了系列高錳奧氏體鋼的磁性轉變、低溫組織和力學行為、變形及開裂機制、組織穩定性及形變硬化行為等重要問題。李依依等對Fe－Mn－Al系相圖的系統研究，證實高錳奧氏體鋼中反鐵磁轉變點的存在，觀察到此類合金中ε－馬氏體層錯重疊的極軸形核長大機制，這不僅為發展超低溫高強無磁鋼提供了科學依據，而且對低溫鋼的合金化和馬氏體相變的研究具有重要意義。
15Mn26Al4低溫無磁鋼具有一定的強度、韌性和耐蝕性，但最主要的是具有較好的奧氏體組織穩定性，在液氫溫度下使用不至于發生α＇馬氏體型相變，也不會因形變而誘導產生ε馬氏體相變，使鋼材變脆。在Fe－25Mn鋼中，將Al含量提高到4%，則可以完全避免α＇馬氏體和ε馬氏體相變。研究15Mn26Al4無磁鋼在不同變形量(17%、26%、36%、47%)、固溶、時效和負溫處理(－170℃)對磁導率μ的影響時發現，隨著變形量的增加，μ值緩慢增加;時效和負溫處理狀態下，μ值無明顯變化，一般不超過1.005。15Mn26Al4無磁鋼不含Cr和Ni，室溫力學性能與1Cr18Ni9Ti無磁不銹鋼相當，屈服強度稍高，但耐腐蝕性能較差。20Mn23Al無磁鋼在較寬的溫度范圍內具有穩定的單相奧氏體組織，易于切削和焊接，表面質量優于15Mn26Al4，因此生產成本更低。
30Mn20Al3和30Mn23Al4Cr5兩個鋼種為中科院金屬研究所張彥生等研制開發的低溫無磁鋼。與1Cr18Ni9Ti不銹鋼相比，30Mn20Al3無磁鋼的強度和塑性較高，奧氏體穩定性較好，磁導率低而電阻率高，成本只有其1/3左右，可在－196℃使用仍保持較高的低溫性能，在對耐蝕性要求不高的場合能夠完全替代1Cr18Ni9Ti無磁不銹鋼。
在研究過程中發現，Fe－Mn合金中加入Al可以抑制γ→ε及γ→ε→α＇相的轉變，使馬氏體轉變溫度降低，同時C對于穩定奧氏體的作用更為顯著。而30Mn23A14Cr5無磁鋼的低溫韌性較高，低溫奧氏體組織更為穩定，時效變脆傾向很小，可應用于超導、低溫工程等領域。
秦小梅等研究了30Mn20Al3無磁鋼冷軋板經1000℃和800℃固溶處理后的拉伸變形加工硬化行為和組織結構變化。該鋼在變形量較小時，以滑移為主要變形機制;隨著變形量增大，變形機制以形變孿晶與位錯及形變孿晶之間的交互作用為主。
經1000℃固溶處理的晶粒尺寸較800℃的大，變形過程中產生的形變孿晶較多，且隨著變形量增加，形變孿晶可持續形成，表現出較強的TWIP效應。Fe－Mn系無磁結構鋼因其不含或含有較少的Ni、Cr元素，不但力學性能優良，而且生產成本低廉，工藝相對簡單，具有良好的市場發展前景。
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