无磁钢按使用性能划分，可分为奥氏体无磁不锈钢和无磁结构钢.
无磁结构钢多采用Fe－Mn系无磁钢，主要利用较高的Mn、C含量在室温即获得奥氏体组织，主要包括Fe－Mn、Fe－Mn－Cr和Fe－Mn－Al系无磁结构钢。
Fe－Mn系无磁结构钢
工业上曾使用的第一种奥氏体钢是1882年英国冶金学家RobertHadfield所开发的一种含锰钢，基本成分为11%～14%Mn，0.9%～1.4%C，该钢水淬后因具有良好的强度和韧性匹配，以及较高的耐磨性和加工硬化能力，得以广泛应用，因此这种含锰钢也被命名为Hadfield钢。
对于一些只要求高强高韧、无磁性而对不锈性能要求不高的零部件，为进一步降低这类无磁结构钢的生产成本，通常只依靠足够的Mn和C(或N)含量来扩大奥氏体相区，稳定室温奥氏体组织。
在Fe－Mn系合金的基础上，又逐渐发展出Fe－Mn－Cr系、Fe－Mn－Al系等多个系列的高锰奥氏体无磁钢。
与此同时，北京钢铁学院针对强化无镍Fe－Mn和Fe－Mn－Cr系高锰无磁钢经过热轧或热锻后利用冷加工硬化和时效硬化的强化效果及其对磁导率的影响进行了专门研究，提出冷加工硬化和时效硬化综合利用提高材料性能的方案，即采用半热锻(温加工)或锻后直接时效处理，通过冷加工变形使奥氏体晶粒内部产生滑移带，改善碳化物的析出部位，使其更加均匀弥散，以获得良好的强塑性匹配。
德国是最早对无磁钢进行研究并且将无磁钢单独标准化的国家之一，德国钢铁协会推荐的Fe－Mn－C系无磁钢牌号为X120Mn12和X35Mn18，并给出了相应的热加工和水淬温度，经过不同的热处理工艺，得到无磁钢的屈服强Rp0.2为250MPa～600MPa，抗拉强度Rm为700MPa～900MPa，延伸率A为30%～40%，磁导率μ≤1.03，经冷变形强化后，磁导率μ升高到1.05～1.10。
阿塞洛米塔尔(ArcelorMittal)钢铁公司与蒂森－克虏伯(TyhssenKrupp)钢铁公司合作开发Fe－Mn－C系高锰钢的冶炼工艺、成分设计和热加工处理等技术，成功将Fe-23Mn-0.6C高锰奥氏体钢板带材商业化，室温屈服强度599MPa，抗拉强度1162MPa，均匀延伸率达52.8%。
S.Allain等提出了Fe－Mn－C系奥氏体钢的层错能计算模型，利用该模型准确预测了Fe－22Mn－0.6C钢在不同温度下的变形机制，认为当层错能≤18mJ/mol时，变形过程将发生ε－马氏体相变;当层错能在12mJ/mol～35mJ/mol时，变形过程中将产生形变孪晶。
O.Bouaziz等介绍了Nb、V、Ti的添加对于Fe－(17～22)Mn－(0.6～0.9)C冷轧和退火奥氏体钢屈服强度增量的影响，认为当微合金元素添加量＜0.1%时，强化效果Ti＞V＞Nb。
在20世纪后半叶，由于电子信息产业高速发展和发电机、电动机组制造产生的强有力的推动作用，日本对高锰无磁结构钢也进行过大量系统的研究，发现Mn13钢的韧性和焊接性差，无磁性也不稳定，认为应该在此基础上发展高Mn低C无磁结构钢。Mn含量提高有利于保证磁导率稳定且处于较低水平;降低C含量有利于改善焊接性能，同时大大降低无磁结构钢的线膨胀系数;加入适量的Cr可提高钢材的耐蚀性。
行方二郎对高强度低磁钢，包括高Ni、高Mn－C、高Cr－Ni、高Mn－Cr以及高Mn－Cr－Ni系低磁钢的强化方法及其材料性能进行了论述，给出了Fe－Mn－C和Fe－Mn－Cr系低磁钢保持低磁性的合金成分范围，并在研究含V低磁钢过程中发现，添加V能使奥氏体无磁钢呈现显著的析出硬化现象，与Nb、Ti等其它微合金元素相比，V的碳化物更容易高温固溶于奥氏体基体。时效过程中微细的VC弥散析出，与母相之间的共格性导致内部应变场的产生，使屈服强度达到980MPa以上，同时使基体的延性和韧性维持在一定程度，磁导率也保持在较低水平。
前苏联研究人员也开发和应用了大量的无磁钢铁材料，针对Fe－Mn－C系高锰无磁钢的研究中发现，当C含量在0.9%～1.2%，Mn含量在22%～30%之间时，随着C、Mn含量的增加，实验钢在4K～293K温度区间的力学性能得到提高，磁导率降低。A.Dumay等通过热力学模型计算，研究了Cu、Cr、Al和Si的添加对于Fe－Mn－C系合金的层错能的影响规律，结果表明随着Cr含量的提高，层错能下降。
Fe－Mn－Cr系无磁钢
Fe－Mn－Cr系高锰无磁结构钢的典型合金成分为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%，因其良好的力学性能，曾一度作为大型发电机护环用无磁结构钢，但当工作环境中存在腐蚀性介质(包括普通水)时容易发生应力腐蚀开裂，近30年来逐步被不含Ni的18Cr－18Mn－N无磁不锈钢取代作为发电机护环的主要制造材料。
然而，前者由于Cr含量相对较低而且不需要额外添加N来稳定奥氏体，具有生产成本低廉，冶炼工艺相对简单的优势，所以仍可用作无腐蚀环境下令人满意的无磁钢铁结构材料。
K.Sipos等对奥氏体预变形对于Fe－20Mn－4Cr－C钢力学性能的影响和应变诱导马氏体相变进行了研究，结果表明，应变诱导ε马氏体相变增加钢材的低温脆性断裂倾向。当温度为373K和773K时，对奥氏体进行预变形后，钢的拉伸性能显著提高。预变形产生的形变孪晶和位错亚结构对ε马氏体板条的生长起阻碍作用，减少了拉伸变形过程中ε马氏体的生成数量，从而提高了钢的低温韧性。J.Kriz等针对不同C和V含量的高锰奥氏体钢(Mn18Cr4Ni)的析出硬化动力学进行了研究，指出当V含量＜2.5%时，该钢可以通过析出硬化作为高强度低磁材料使用，但强度硬度提高的同时，塑性会有一定程度的降低。550℃时效，析出十分缓慢，可以忽略;650℃时效，在时效开始0.5h之内，析出就会以较高速率进行。
O.I.Balyts＇kyi综述了各国关于18Mn－4Cr高强度护环用无磁结构钢的化学成分和力学性能的研究结果，指出一定量的Cr能提高钢的屈服强度。18Mn－4Cr钢在550℃热处理时，断裂韧性达到最低值。当钢中V含量在1.3～1.5%时，强度和韧性的匹配达到最佳效果。对于40Mn18Cr4钢，不能通过冷拉伸变形进行强化，因为在冷变形过程中具有强烈地形成α＇马氏体的倾向，而热变形过程中，形变孪晶受到抑制，主要形成大量的位错亚结构。
与40Mn18Cr4相比，50Mn18Cr4变形过程中更易形成形变孪晶，在550℃～950℃时效过程中，碳化物沿奥氏体晶界析出。18Mn－4Cr钢在有水存在环境下对腐蚀开裂更为敏感，应尽力保证服役环境的干燥。加入0.4%Cu能增加奥氏体的稳定性，使磁导率μ值保持在1.003～1.01范围内。
E.S.Gorkunov等研究了具有不同奥氏体稳定性的Fe－Mn和Fe－Mn－Cr系无磁钢经过室温单向拉伸和扭转变形后磁学性能的演变。结果表明，与03Mn20、03Mn22Cr13钢相比，30Mn21Cr4无磁钢中奥氏体组织最为稳定，室温拉伸变形中不形成α＇马氏体，生成的ε马氏体的含量约为12%。并指出原始状态的30Mn21Cr4无磁钢为抗磁性，磁化率为－6.5×10－3，但随着剪切变形量的逐渐增大，该钢开始表现顺磁性，磁化率达到4.3×10－3，这与变形过程中生成的顺磁性的ε马氏体的数量有关。
日本神户钢铁公司开发了一种易切削的高锰无磁钢板KNM－295M，其主要成分为w(C)=0.25%、w(Mn)=25.0%、w(Cr)=5.0%，该钢无磁性能稳定，当冷变形达到40%时，磁导率μ值仍保持在1.002左右;钻孔性能良好，相当于传统高C高Mn无磁钢的30倍以上;线膨胀系数相当于普通奥氏体不锈钢的2/3左右，适合应用于各种发电机、电动机、变压器等强电设备的结构材料以及钻孔量大的部件或不希望出现热伸缩的部件。
另外，日本研究了30种不同成分的低碳锰系奥氏体极低温无磁钢，最佳成分牌号为Mn35Cr5，在－170℃时屈服强度380MPa，伸长率为60%。可其屈服强度较低，如果采用控轧控冷工艺，由于位错强化，可使该钢强度提高，韧性略有下降。
中国护环用钢主要包括4个钢号，即40Mn18Cr4、50Mn18Cr4、50Mn18Cr4N、50Mn18Cr4WN，经变形强化后，Rp0.2可达1100MPa。此外，40Mn18Cr3和55Mn18Cr3两种仿制的大型发电机护环用无磁结构钢主要作为利用半热锻形变强化工艺制造护环材料，将40Mn18Cr3钢中C含量提高到0.45%～0.65%，可使形变强化率得到有效改善。其半热锻最佳温度区间为550℃～600℃，变形量为30%，此时的形变强化方式以滑移、块移和蠕变三种方式同时进行。
马如璋和王世亮对Fe－Mn－C和Fe－Mn－Cr系合金中马氏体相变进行了研究。通过反复高温淬火工艺，发现γ→ε马氏体相变形核地点具有继承性，直接证明了此相变为非均匀形核，并且在反复相变过程中，ε马氏体数量显著变化，但铁磁性相α＇马氏体的数量几乎不变。王敏等开发了50Mn18Cr4V作为电机专用低磁材料，通过合理的热处理制度形成均匀弥散的VC析出物，使材料的屈服强度最高达到800MPa，抗拉强度达到1200MPa，相对磁导率低于1.02。
Fe－Mn－Al系无磁钢
20世纪30年代，提出以锰代镍，以铝代铬的Fe－Mn－Al－C系合金，是作为非腐蚀环境下部分替代较为昂贵的Cr－Ni系奥氏体不锈钢而产生的。由于具有高强度、无磁性、抗氧化、耐腐蚀、低密度和低成本等一系列优点而受到世界各国材料科学研究者的普遍重视。
1958年，Ham及Cairns等研究了合金成分为Fe－34Mn－10Al－0.76C的超高Mn－Al－C钢，其抗拉强度达到750MPa，同时延伸率达到了70%。
Sato等于1989年研究了Fe－20/30Mn－0/7Al奥氏体钢在－196℃～25℃范围内的变形后的微观组织，发现钢中Al的加入将会抑制γ→ε的马氏体相变，同时促进了变形过程中形变孪晶的形成。
实验结果表明，具有较高Mn含量以及Al含量的钢种在层错能γ大约在20mJ/m2时变形过程中更容易形成形变孪晶而不是γ→ε的马氏体相变。
随着汽车工业的飞速发展以及未来汽车制造正朝着轻量化、安全性和低能耗的方向发展，Fe－Mn－Al－C钢一直以来主要设想作为高强汽车钢板开发和应用，因此，各国对于Fe－Mn－Al－C系合金的研究工作主要集中在层错能、力学性能提高和变形过程中发生的形变孪晶、γ→ε马氏体相变等变形机制的探讨，而对其无磁性能的研究相对较少。
20世纪60年代，张彦生、师昌绪提出以较高的Mn含量替代Ni来稳定奥氏体，并加入少量Al抑制γ→ε马氏体相变，在配制30个不同成分的Fe－Mn－Al系高锰奥氏体钢的基础上研究了其组织结构、高低温瞬时力学性能、时效性能及抗氧化性能，并指出利用适量的C、Si元素，22%～25%Mn和2.5%～4%Al的合金成分范围发展低温无磁钢的可能性。
对Fe－Mn及Fe－Mn－Al系高锰奥氏体钢的深入研究主要集中在二十世纪八十至九十年代，不仅其低温断裂行为进行了系统的研究，而且还深入地探讨了系列高锰奥氏体钢的磁性转变、低温组织和力学行为、变形及开裂机制、组织稳定性及形变硬化行为等重要问题。李依依等对Fe－Mn－Al系相图的系统研究，证实高锰奥氏体钢中反铁磁转变点的存在，观察到此类合金中ε－马氏体层错重叠的极轴形核长大机制，这不仅为发展超低温高强无磁钢提供了科学依据，而且对低温钢的合金化和马氏体相变的研究具有重要意义。
15Mn26Al4低温无磁钢具有一定的强度、韧性和耐蚀性，但最主要的是具有较好的奥氏体组织稳定性，在液氢温度下使用不至于发生α＇马氏体型相变，也不会因形变而诱导产生ε马氏体相变，使钢材变脆。在Fe－25Mn钢中，将Al含量提高到4%，则可以完全避免α＇马氏体和ε马氏体相变。研究15Mn26Al4无磁钢在不同变形量(17%、26%、36%、47%)、固溶、时效和负温处理(－170℃)对磁导率μ的影响时发现，随着变形量的增加，μ值缓慢增加;时效和负温处理状态下，μ值无明显变化，一般不超过1.005。15Mn26Al4无磁钢不含Cr和Ni，室温力学性能与1Cr18Ni9Ti无磁不锈钢相当，屈服强度稍高，但耐腐蚀性能较差。20Mn23Al无磁钢在较宽的温度范围内具有稳定的单相奥氏体组织，易于切削和焊接，表面质量优于15Mn26Al4，因此生产成本更低。
30Mn20Al3和30Mn23Al4Cr5两个钢种为中科院金属研究所张彦生等研制开发的低温无磁钢。与1Cr18Ni9Ti不锈钢相比，30Mn20Al3无磁钢的强度和塑性较高，奥氏体稳定性较好，磁导率低而电阻率高，成本只有其1/3左右，可在－196℃使用仍保持较高的低温性能，在对耐蚀性要求不高的场合能够完全替代1Cr18Ni9Ti无磁不锈钢。
在研究过程中发现，Fe－Mn合金中加入Al可以抑制γ→ε及γ→ε→α＇相的转变，使马氏体转变温度降低，同时C对于稳定奥氏体的作用更为显著。而30Mn23A14Cr5无磁钢的低温韧性较高，低温奥氏体组织更为稳定，时效变脆倾向很小，可应用于超导、低温工程等领域。
秦小梅等研究了30Mn20Al3无磁钢冷轧板经1000℃和800℃固溶处理后的拉伸变形加工硬化行为和组织结构变化。该钢在变形量较小时，以滑移为主要变形机制;随着变形量增大，变形机制以形变孪晶与位错及形变孪晶之间的交互作用为主。
经1000℃固溶处理的晶粒尺寸较800℃的大，变形过程中产生的形变孪晶较多，且随着变形量增加，形变孪晶可持续形成，表现出较强的TWIP效应。Fe－Mn系无磁结构钢因其不含或含有较少的Ni、Cr元素，不但力学性能优良，而且生产成本低廉，工艺相对简单，具有良好的市场发展前景。
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