C:0.8~1.2質量の意味。以下、化学成分について同じ。、Si:0.25~2.0、Mn:5.0~12、N:0.01~0.10、P:0.03以下0を含まない、S:0.03以下0を含まない、Cu:0.1以下0を含まない、Ni:0.1以下0を含まないを含有し、残部が鉄および不可避不純物であって、ミクロ組織の99面積以上がオーステナイト組織であり、オーステナイト結晶粒度が5.0以上であり、下記式1で表されるP値が215以上であり、比透磁率が1.10以下であることを特徴とする高耐力非磁性鋼。P値=158[C]64[Si]0.45[Mn]46[Cr]548[N]1但し、上記式1中、[]は各元素の含有量質量を意味する。さらに、Cr:1.5以下0を含まないを含む請求項1に記載の高耐力非磁性鋼。さらに、Al:0.1以下0を含まないを含む請求項1または2に記載の高耐力非磁性鋼。0.2耐力が345MPa以上であり、耐力比0.2耐力/引張強さが0.40以上である請求項1~3のいずれかに記載の高耐力非磁性鋼。さらに、B:0.006以下0を含まないを含む請求項1~4のいずれかに記載の高耐力非磁性鋼。下記式2で表されるMd30値が、下記式3の関係を満足する請求項1~5のいずれかに記載の高耐力非磁性鋼。Md30値=551-462[C][N]-9.2[Si]-8.1[Mn]-13.7[Cr]-29[Cu][Ni]-1.422Md30値≦18.4[Mn]-2063但し、上記式2、3中、[]は各元素の含有量質量を意味する。上記した事情に鑑み、本発明者は、非磁性特性の良好なすなわち透磁率が低い高引張強度の高Mn非磁性材料を見出し、既に出願している特願2009-271806号。以下、先願と呼ぶ。。先願は、各種成分組成を適切に制御し、かつCr当量とNi当量の関係を適切に調整することによって、ミクロ組織を安定したオーステナイト状態にするとともに、炭窒化物を微細に分散させ、高引張強度と低透磁率を両立した技術である。先願では、高引張強度と低透磁率の両立は可能となったが、耐力比0.2耐力/引張強さが十分でなく、必要な0.2耐力を確保するために、引張強度を大幅に増加させる必要があり、部品加工性などの面では課題を残していた。そこで本発明では、高耐力と低透磁率を省合金で両立させ、加工性にも優れた非磁性鋼を提供することを目的とする。上記課題を達成した本発明は、C:0.8~1.2質量の意味。以下、化学成分について同じ。、Si:0.25~2.0、Mn:5.0~12、N:0.01~0.10、P:0.03以下0を含まない、S:0.03以下0を含まない、Cu:0.1以下0を含まない、Ni:0.1以下0を含まないを含有し、残部が鉄および不可避不純物であって、ミクロ組織の99面積以上がオーステナイト組織であり、オーステナイト結晶粒度が5.0以上であり、下記式1で表されるP値が215以上であり、比透磁率が1.10以下であることを特徴とする高耐力非磁性鋼である。P値=158[C]64[Si]0.45[Mn]46[Cr]548[N]1但し、上記式1中、[]は各元素の含有量質量を意味する。本発明の高耐力非磁性鋼は、さらに、aCr:1.5以下0を含まない、bAl:0.1以下0を含まない、cB:0.006以下0を含まないを含むことが好ましい。本発明の高耐力非磁性鋼は、0.2耐力が345MPa以上であり、耐力比0.2耐力/引張強さが0.40以上であることが好ましく、また下記式2で表されるMd30値が、下記式3の関係を満足することも好ましい。Md30値=551-462[C][N]-9.2[Si]-8.1[Mn]-13.7[Cr]-29[Cu][Ni]-1.422Md30値≦18.4[Mn]-2063但し、上記式2、3中、[]は各元素の含有量質量を意味する。本発明では、各種成分組成を適切に制御した上で、特にC、Si、Mn、CrおよびNの含有量から定まるP値を所定以上にし、かつMn量を所定以下にしている。したがって、本発明の非磁性鋼は、引張試験での0.2耐力を所定以上例えば345MPa以上確保しつつ、耐力比0.2耐力/引張強さを所定以上例えば0.40以上とすることができ、製品の引張強度と加工性を両立できる上、非磁性特性にも優れている。また、本発明の好ましい態様において、化学成分と結晶粒度から定まるMd30値をMn量と相関のある閾値Md_Limit値以下にすることで、180°曲げ加工を行っても、加工誘起マルテンサイトが生成せず、優れた曲げ加工性を実現できる。本発明者らは、高Mn非磁性鋼の引張強度、0.2耐力、磁気特性および加工性について、鋼の組織や析出物の影響など、様々な角度から実験および検討を行った。その結果、非磁性鋼の加工性は、耐力比0.2耐力/引張強さと相関関係があり、その耐力比はMn量に大きく影響を受けることが明らかとなった。また、構造部材や電磁部品に用いられる非磁性鋼には、通常、所定以上の耐力を有することが要求されており、本発明者は各種成分組成を適切に調整する他、特にC、Si、Mn、Cr、Nの含有量から算出されるP値を調整することによって耐力を向上できることを見出した。さらに、化学成分と結晶粒度から定まるMd30値をMn量と相関のある閾値Md_Limit値以下にすることが好ましく、このようにすることによって優れた曲げ加工性を実現できることも明らかになった。後記する実施例で示すが、本発明の成分系に係る非磁性鋼の加工性は、耐力比すなわち、0.2耐力/引張強さと相関関係があり、耐力比が0.40以上である場合に優れた加工性を確保できる。耐力比は、好ましくは0.43以上であり、より好ましくは0.47以上である。次に、上記した耐力比とMn量の関係について図1を用いて説明する。図1は、後記する実施例のデータに基づき、Mn量と耐力比の関係をグラフにしたものである。図1によれば、Mn量の増加に伴って、耐力比が減少する傾向にあることが分かる。そこで、上記した0.40以上の耐力比を確保するため、Mn量を12以下と定めた。Mn量は、好ましくは11.5以下であり、より好ましくは11.0以下である。以下、本発明の非磁性鋼の化学成分について説明する。C:0.8~1.2Cは、非磁性層相であるオーステナイト相の安定化に有効な元素である。特に、引張強度の向上に寄与するCrの微細炭窒化物を得るために有効に働く元素である。そこでC量を0.8以上と定めた。C量は、好ましくは0.83以上であり、より好ましくは0.85以上である。一方、C量が過剰になるとオーステナイト相の加工硬化性を増大させ、鍛造性や被削性が大幅に劣化するとともに、粗大な炭窒化物が生成するため、非磁性特性の低下と0.2耐力の劣化を招く。そこでC量を1.2以下と定めた。C量は好ましくは1.1以下であり、より好ましくは1.0以下である。Si:0.25~2.0Siは、溶製時に脱酸剤として作用し、またオーステナイトがマルテンサイトに変態する温度Ms点を下げる効果を有することから、Crを代替するオーステナイト相安定化元素として有効である。またオーステナイト相の固溶強化元素として、0.2耐力の向上にも有効な元素である。このような効果を発揮するには、0.22以上のSiの添加が有効であり、本発明ではSi量を0.25以上と定めた。Si量は、好ましくは0.28以上であり、より好ましくは0.30以上である。一方、Si量が過剰になると熱間加工性を損ない、鋼材の製造性が大幅に低下するとともに、脱炭層の生成を招き、比透磁率が増加する。また、過剰添加では、鋼材の積層欠陥エネルギーが減少し、延性低下に伴う0.2耐力の低下や曲げ加工性の悪化を招くため、Si量を2.0以下と定めた。Si量は、好ましくは1.5以下であり、より好ましくは1.0以下である。Mn:5.0~12Mnはオーステナイト相形成元素として重要な元素である。そこでMn量は5.0以上とする。Mn量は、好ましくは6.0以上であり、より好ましくは7.0以上であり、さらに好ましくは9.0以上である。しかし、上述した通りMn量の増加に伴い、耐力比が低下し、加工性が劣化する。そこでMn量は12以下と定めた。Mn量は、好ましくは11.5以下であり、より好ましくは11.0以下である。N:0.01~0.10Nは、Cと同様にオーステナイト相を安定化し、非磁性特性低透磁率を実現するために有効な元素であり、固溶強化による0.2耐力の向上にも有効な元素である。オーステナイト相の安定化に寄与するには、0.01以上の添加が必要であるため、N量の下限を0.01以上と定めた。N量は、好ましくは0.015以上であり、より好ましくは0.020以上である。一方、N量が過剰になると、鋼材中にブローホール等の欠陥が生成しやすくなり、鋼材の製造性が著しく悪化するとともに、熱間圧延後の製品において、機械特性や冷間加工性の低下をもたらす。そこで、N量を0.10以下と定めた。N量は、好ましくは0.05以下であり、より好ましくは0.04以下である。P:0.03以下0を含まないPは、少量添加の範囲ではオーステナイト相を固溶強化して、0.2耐力を向上させる効果を有するが、過剰添加すると熱間加工時に粒界に偏析し、熱間加工性および溶接性を損なう。Pは不純物元素であり、極力低減することが望ましいが、経済性を考慮してP量を0.03以下と定めた。P量は、好ましくは0.02以下であり、より好ましくは0.015以下である。P量の下限は特に限定されないが、通常0.003程度である。S:0.03以下0を含まないSは、被削性改善に有効な元素であり、また少量添加では0.2耐力の向上効果を有するが、Pと同様に熱間加工性および溶接性を損なう元素である。Sを過剰添加した場合、Mnと結合して鋼中にMnSとして分散析出するため、Mnによるオーステナイト相の安定化効果が減少するとともに、分散したMnSが応力集中源となり、曲げ加工性の低下を招くこととなる。Sは極力低減することが望ましいが、経済性を考慮してS量を0.03以下と定めた。S量は、好ましくは0.02以下であり、より好ましくは0.01以下である。S量の下限は特に限定されないが、通常0.003程度である。Cu:0.1以下0を含まないCuは、オーステナイト相の安定化と靭性の向上に有効な元素であるが、過剰になるとオーステナイト相の加工硬化が大きくなり、冷間鍛造性や被削性を損ない、経済性も損なう。また、0.3を超えるCuの過剰添加は、高温加熱時にCuが結晶粒界に偏析し、溶融金属脆化によって熱間延性の低下を招き、鋼材製造性の著しい低下を招く。従って、本発明ではCu量は0.1以下とする。Cu量は、好ましくは0.07以下であり、より好ましくは0.05以下である。Cu量の下限は特に限定されないが、通常0.01程度である。Ni:0.1以下0を含まないNiは、Cuと同様に、オーステナイト相の安定化と靭性の向上に有効な元素であるが、過剰になるとオーステナイト相の加工硬化が大きくなり、冷間鍛造性や被削性を損ない、経済性も損なう。従って、Ni量は0.1以下とする。Ni量は、好ましくは0.07以下であり、より好ましくは0.05以下である。Ni量の下限は特に限定されないが、通常0.01程度である。本発明の非磁性鋼の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が、各成分元素の作用効果や部品の特性を阻害しない範囲で鋼中に含まれることは当然に許容される。不可避不純物には、例えば0.01以下のCr、0.005以下のAlなどが含まれる。また、本発明の非磁性鋼は、本発明の作用効果を阻害しない範囲で、以下の任意元素を含有していても良い。Cr:1.5以下0を含まないCrは、オーステナイト相の安定化に加えて、磁束線や磁壁をトラップしない微細な炭窒化物を生成させるため、高強度化に有用な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Cr量は0.02以上とすることが好ましく、より好ましくは0.1以上、さらに好ましくは0.25以上特に0.4以上である。一方、Cr量が過剰になると、δフェライト相や粗大な炭化物が生成しやすくなり、非磁性特性と靭性を損なう。そこでCr量は1.5以下とすることが好ましい。Cr量は、より好ましくは1.0以下であり、さらに好ましくは0.8以下である。Al:0.1以下0を含まないAlは、脱酸剤として使用することができ、上記各元素の添加歩留まりを向上する上で有効な元素である。本効果を発揮するには、Al量は0.004以上とすることが好ましい。またAlは、鋼中に固溶状態で存在することで0.2耐力の向上にも有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Al量は、0.006以上とすることが好ましく、さらに好ましくは0.010以上である。一方、Al量が過剰になると鋼中のNがAlNとして析出し、Nによるオーステナイト相安定化効果が十分に発揮できず、非磁性特性の低下を招くことになる。そこでAl量は0.1以下とすることが好ましい。Al量は、より好ましくは0.04以下であり、さらに好ましくは0.03以下である。B:0.006以下0を含まないBは、オーステナイト結晶粒界へのPの偏析を抑制する効果があり、粒界強度の向上により、熱間延性が向上する。鋼材の製造性を改善させる上で有用な元素である。このような効果を発揮させるためには、B量は0.001以上とすることが好ましく、より好ましくは0.0015以上であり、さらに好ましくは0.002以上である。一方、B量が過剰になると、Fe2Bが粒界に沿って析出し、粒界強度が低下して鋼材の製造性の悪化と非磁性特性の悪化を招く。そこで、B量は0.006以下とすることが好ましい。B量は、より好ましくは0.005以下であり、さらに好ましくは0.004以下である。本発明の非磁性鋼の化学成分は上記の通りであり、各元素の含有量を上記の範囲に調整した上で、さらに下記式1で表されるP値を215以上にすることが重要である。構造部材や電磁部品に用いられる非磁性鋼には、所定以上の耐力が要求例えば0.2耐力が345MPa以上されるため、所定以上の耐力を確保すべく、0.2耐力に影響を与える元素すなわち、C、Si、Mn、Cr、Nの含有量と0.2耐力との関係に基づいてP値を定めている。P値≧215との関係式は、C、Si、Mn、Cr、Nの各含有量を説明変数とし、非磁性鋼の0.2耐力を目的変数として重回帰分析を行い図2、0.2耐力が345MPa以上となるように定められた関係式である。P値は、好ましくは220以上であり、より好ましくは225以上である。P値の上限は特に限定されないが、通常、350程度であり、好ましくは300である。また、本発明の非磁性鋼の0.2耐力は、より好ましくは350MPa以上とすることができ、さらに好ましくは360MPa以上である。P値=158[C]64[Si]0.45[Mn]46[Cr]548[N]1但し、上記式1中、[]は各元素の含有量質量を意味する。本発明の非磁性鋼は、化学成分を上記のように適切に制御しており、比透磁率は1.10以下である。比透磁率は、好ましくは1.07以下であり、より好ましくは1.05以下である。本発明の非磁性鋼のミクロ組織は、99面積以上がオーステナイト組織である。オーステナイト組織以外は、例えばマルテンサイト組織や炭化物等の析出物である。非磁性相であるオーステナイト組織を安定させ、炭化物等の析出物の生成を抑制することで、磁気的な干渉を抑え、非磁性材料としての特性を確保することができる。ミクロ組織は、オーステナイト組織100であることが好ましい。また、オーステナイト結晶粒度は5.0以上である。このようにすることによって、0.2耐力を向上させることができる。オーステナイト結晶粒度は6.0以上が好ましく、より好ましくは6.5以上である。オーステナイト結晶粒度の上限は特に限定されないが、通常10程度である。また、本発明者らは、高Mn非磁性鋼の曲げ加工性について、鋼の組織や加工誘起マルテンサイト変態の影響など、様々な角度から実験および検討を行った。その結果、高Mn非磁性鋼の曲げ加工性は、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制することで大幅に改善できることが明らかになった。特に、オーステナイト組織に30の引張ひずみを付与した際に、組織の50がマルテンサイトに変態する温度として定義される指標であり、化学成分と結晶粒度から算出されるMd30値について、オーステナイト系ステンレス等では、-200°C程度以下を目標として設計されるのに対し、本願で規定する高Mn非磁性鋼では、Mn量に相関する閾値以下に調整することで、Md30値が-200°C以上であっても加工誘起マルテンサイトを抑制でき、省合金成分で高耐力と優れた曲げ加工性を両立できることを見出した。本発明の高Mn非磁性鋼において、Md30値は下記式2で表される。Md30値=551-462[C][N]-9.2[Si]-8.1[Mn]-13.7[Cr]-29[Cu][Ni]-1.422上記式2は、オーステナイト系ステンレスにおけるMd30値を元に、本発明の成分組成に合わせて調整を加えて算出された式である。本発明では、このMd30値を、Mn量に相関する閾値、すなわちMd_Limit=18.4[Mn]―206と下記式3の関係を満足するようにすることで、優れた曲げ加工性を実現できる。Md30値≦18.4[Mn]-2063但し、上記式2、3中、[]は各元素の含有量質量を意味する。上記式3の関係式は、Mn量を固定し、C量、Si量、Cr量等を変えてMd30値の異なる実験材を作製し、これらの曲げ試験結果から導出したものである。より詳細には、180°曲げが可能となるMd30値の最大値をMn量ごとに求め、これを目的変数とし、Mn量を説明変数として重回帰分析を行うことによって、上記式3を導出した。本発明の非磁性鋼の製造方法は、特に限定されないが、炭化物等の析出を抑制してオーステナイト組織を99面積以上とし、さらにオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するためには、上記のように化学成分を適切に調整した鋼を、溶製、鋳造、熱間圧延するという一連の製造工程において、特に熱間圧延条件加熱温度、圧延後の冷却速度を適切に制御することが好ましい。具体的には、熱間圧延前の加熱温度を一定以上として合金成分を母相に完全に固溶させる一方で、該加熱温度を高くしすぎないことによって結晶粒の粗大化を抑制できる。また、圧延後の所定温度範囲での冷却速度を所定以上にすることによって、炭化物等の析出を抑制することができる。合金成分を母相に完全に固溶させるため、熱間圧延前の加熱はできるだけ高温であることが好ましい。熱間圧延前の加熱温度は1000°C以上が好ましく、より好ましくは1050°C以上である。一方、加熱温度が1200°Cを超えると加熱コストが増加し経済性が低下する上、オーステナイト結晶粒が粗大化し、熱間脆性の兆候が現れる。そこで加熱温度の上限は1200°C以下とすることが好ましく、より好ましくは1180°C以下である。熱間圧延後の冷却速度は、800~600°Cにおける冷却速度を0.5°C/秒超~4°C/秒以下とすることが好ましい。800~600°Cの温度範囲は、炭化物等の析出に影響を与える温度であり、該温度範囲での冷却速度が遅すぎると、炭化物等の析出量が増加すると考えられる。そこで該温度範囲での冷却速度は0.5°C/秒超とすることが好ましい。一方、冷却速度が速すぎると鋼材表面と中心部とで組織の均一性が損なわれる可能性が大きくなる。そこで、冷却速度は4°C/秒以下とすることが好ましく、2°C/秒以下とすることがより好ましい。本発明の非磁性鋼は、0.2耐力、加工性および比透磁率のいずれも良好であり、部材強度と非磁性特性の両立が必要な鉄筋材料や磁気回路の非磁性部品において、部品特性の向上と製造コストの低減が可能となり、軽量化効果等に伴うCO2削減に大きく寄与することができる。以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。表1に示す化学成分組成の鋼を、20kg真空炉で溶製した。真空炉で製造した鋼塊をφ21mmに鍛伸加工し、その後、表2に記載の加熱温度で、圧延を模擬した熱処理を30分間行った圧延模擬材。圧延模擬材を熱処理後に、800~600°Cでの冷却速度が2°C/秒となるように冷却し、以下の方法で、ミクロ組織、機械特性および磁気特性を評価した。1ミクロ組織の同定、およびオーステナイト分率結晶粒度の測定上記圧延模擬材を、軸心に垂直な断面で切断して支持基材内に埋め込み、表面を研磨し、5のピクリン酸アルコール液に15~30秒浸漬して腐食させた後、光学顕微鏡によって供試材の表層部、D/4位置Dは直径、D/2位置のミクロ組織を観察した倍率は100倍および400倍。JISG0551に従って、4視野についてオーステナイト組織の面積率および結晶粒度番号を測定するとともに、あわせて混粒の有無も確認した。オーステナイト面積率および結晶粒度は、測定した4視野の平均値を求め、混粒の有無については4視野のいずれにも混粒が発生していない場合を混粒無しとし、1視野でも混粒の発生が確認された場合を混粒有りとした。2引張強さおよび0.2耐力の測定上記圧延模擬材から、軸心が試験片の長手方向となるようにJIS4号試験片を採取し、JISZ2241に従って、引張強さおよび0.2耐力を測定した。測定した引張り強さと0.2耐力から、耐力比0.2耐力/引張強さを求めた。3磁気特性の測定上記圧延模擬材から、5mm角の立方体を採取し、振動試料型磁化自動測定装置理研電子株式会社製BHV-3.5を用いて比透磁率を測定した。4曲げ加工性の測定上記圧延模擬材を用いて、JISZ2248に従って、押し曲げ3点曲げを行い、曲げ角度90°および180°での破断の有無と、表面性状を確認し、曲げ加工性を評価した。曲げ加工性について、破断がなく表面性状に異常がなかった場合を○、破断はしなかったが表面にしわ等の欠陥が観察された場合を△、破断した場合を×と評価した。結果を表2に示す。実験No.1、3~11は、成分組成が全て本発明の要件を満たし、また本発明で推奨される製造条件によって製造しているため、0.2耐力を確保するとともに、耐力比を0.40以上とすることができ、0.2耐力と加工性を両立できているとともに、比透磁率も良好であった。更に、実験No.8~11については、Md30値がMd30_Limit値以下であるという要件を満たすため、180°曲げ加工性についても良好な結果を示した。一方、実験No.2、12~28は、成分組成または本発明で推奨する製造条件の少なくともいずれかの要件を満足しなかった例である。No.1および2から、圧延条件の影響を知ることができる。No.2は、熱処理温度圧延前の加熱温度に相当が高かった例であり、オーステナイト結晶粒が粗大となり、0.2耐力が低下した。No.12~14は、各元素の含有量は本発明の要件を満たしているものの、P値が小さかったため、0.2耐力が低下する結果となった。また、No.12と13については、Md30値がMd_Limit値を超えたため、180°曲げ加工を行った際に加工誘起マルテンサイトが生成し、破断する結果となった。No.15は、Cの含有量が少なかった例であり、オーステナイト組織が不安定となって一部に強磁性であるマルテンサイト相が混在した組織となったため、0.2耐力が低下するとともに、比透磁率も大幅に悪化した。No.16は、上記No.15よりもC量が多いものの、本発明のC量の規定を満足しなかった例である。マルテンサイト相の混在が抑制されたことで、比透磁率は減少したが、P値が規定を満足しなかったことで、オーステナイト中の固溶Cや微細な炭窒化物が不足し、0.2耐力が未達となった。また、Md30値が、本発明で規定する限界値を大幅に超過しているため、曲げ加工時のひずみで加工誘起マルテンサイトが生成して、90°曲げ加工でも割れが発生し、曲げ加工性の大幅な低下を招いた。No.17は、C量が多かった例であり、P値は本発明の規定を満足したものの、一部に粒界炭化物が生成したため、粒界強度が低下して0.2耐力が低下した。またFe3Cなどの粒界炭化物は強磁性体軟磁性体であり、粒界炭化物層を介して磁束が鋼材中に鎖交することから、比透磁率も悪化した。No.18は、Si量が少なかった例である。Siは、Crと類似の効果を有する元素であり、Siが不足したことでオーステナイト相が不安定となり、圧延模擬材の粒界に炭化物が生成し、比透磁率が悪化するとともに、粒界強度が低下したため、0.2耐力が目標未達成となった。No.19は、Si量が多かった例であり、表層部の一部に脱炭層が認められた。脱炭層では、C量の減少に伴いオーステナイト相が不安定となるため、マルテンサイト相に変態した部位が認められた。マルテンサイト相は強磁性のため、磁束線の流路となり、強磁性を有する脱炭層が生成し、比透磁率の増加を招いた。また、オーステナイトであった表層部位においても、表層部のC濃度低下が生じたため、曲げ加工時に加工誘起マルテンサイトが生成し、曲げ加工性が大きく低下する結果となった。No.20と21から、Mn量の影響を知ることができる。Mnはオーステナイト相に固溶し、引張強度と0.2耐力を向上させるとともに、超交換相互作用によって鋼中の磁気モーメントを相殺して反強磁性非磁性を実現する上で必須の元素である。Mn量が少なかったNo.20ではP値が本発明の要件を満たさないため、上記固溶強化の効果を十分に得られず、0.2耐力の低下を招いた。また磁気特性に関しても、Mn量が不足したことで、オーステナイト相での磁気モーメントの相殺が不十分となり、比透磁率が悪化した。一方、Mnの機械特性への影響は、0.2耐力よりも引張強度の方が大きい。そのため、Mn量が多かったNo.21では、0.2耐力の絶対値は目標を満足したが、耐力比が低下する結果となった。No.22は、Cu量およびNi量が多かった例である。CuはFeとの金属間化合物を生成せず、またFeに比べて低融点で拡散速度も大きいため、高温ではオーステナイトの粒界に侵入し、熱間延性の低下をもたらす。連続鋳造時や分塊加工時に微小亀裂が発生するため、圧延後の製品においても0.2耐力が不足した。No.23は、Cr量が多かった例である。Crの過剰添加により、オーステナイト相が安定領域から外れ、一部に強磁性のフェライト相が混在したため、比透磁率が大幅に悪化する結果となった。No.24は、Al量が多かった例である。オーステナイト中に固溶状態で存在するAlは0.2耐力の向上に有効であり、磁気特性への影響も小さいが、過剰添加した場合は鋼中の固溶NをAlNとして析出させるため、オーステナイト相の安定性を低下させる。そして、Mnの場合と同様に、超交換相互作用による磁気モーメントの相殺が不十分となり、比透磁率が悪化した。No.25~27から、N量の影響を知ることができる。Nは、Cと同様、オーステナイト相の安定化に極めて重要な元素であり、またオーステナイト相を固溶強化することで、0.2耐力の向上にも有用な元素である。しかし、N量の少なかったNo.25、26では、P値が本発明の要件を満足していないため、0.2耐力が不足する結果となった。一方、N量の多かったNo.27では、一部にブローホールが発生し、亀裂が伝播しやすい組織となったため、0.2耐力が大幅に低下した。No.28は、B量が多かった例である。粒界の一部にFe2Bなどの析出物が発生し、粒界強度を低下させたため、0.2耐力が目標未達成となった。また、Fe2Bは、Fe3Cと同様に、強磁性体軟磁性体であるため、粒界の炭化物層を介して磁束が鋼材中を鎖交することとなり、比透磁率が悪化した。