C:0.40~0.8質量の意味。以下、同じ。、Si:0.1未満0を含まない、Mn:8.0~25、P:0.030以下0を含まない、S:0.03以下0を含まない、Al:0.001~0.1、N:0.003以下0を含まないを含有し、残部が鉄及び不可避不純物であることを特徴とする非磁性鋼線材又は棒鋼。固溶状態のN量が0.001以下0を含むである請求項1に記載の非磁性鋼線材又は棒鋼。更に、Ti:0.25以下0を含まない、Nb:0.25以下0を含まない、V:0.25以下0を含まない、及びB:0.01以下0を含まないよりなる群から選ばれる少なくとも1種を含有する請求項1または2に記載の非磁性鋼線材又は棒鋼。更に、Cr:0.3以下0を含まない、Mo:1以下0を含まない、Cu:1以下0を含まない、及びNi:1以下0を含まないよりなる群から選ばれる少なくとも1種を含有する請求項1~3のいずれかに記載の非磁性鋼線材又は棒鋼。近年、地球環境負荷低減の目的で、加工方法に対するニーズが熱間加工から冷間加工へ変化しつつある。冷間加工は、製造工程でのCO2削減、及び歩留まり向上のメリットがある反面、変形抵抗が高くなるため、コスト高になるという問題がある。従来の高Mn非磁性鋼はいずれも高強度を志向しており上記特許文献2~4など、冷間で構造部品に加工することは困難であった。特に、高Mn非磁性鋼において低い比透磁率を維持したままで変形抵抗特に冷間加工時の変形抵抗を下げるという技術は、従来提案されていなかった。本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、低い比透磁率と冷間加工性低変形抵抗を両立できる高Mn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:0.40~0.8質量の意味。以下、同じ。、Si:0.1未満0を含まない、Mn:8.0~25、P:0.030以下0を含まない、S:0.03以下0を含まない、Al:0.001~0.1、N:0.003以下0を含まないを含有し、残部が鉄及び不可避不純物であることを特徴とする非磁性鋼線材又は棒鋼である。本発明の非磁性鋼線材又は棒鋼は、固溶状態のN量が0.001以下0を含むであることが好ましい。本発明では、必要に応じてaTi:0.25以下0を含まない、Nb:0.25以下0を含まない、V:0.25以下0を含まない、及びB:0.01以下0を含まないよりなる群から選ばれる少なくとも1種、bCr:0.3以下0を含まない、Mo:1以下0を含まない、Cu:1以下0を含まない、及びNi:1以下0を含まないよりなる群から選ばれる少なくとも1種を含有することも好ましい。本発明によれば、化学成分の中でも特にSi量及びN量を低減するとともに、C量及びMn量を適切に調整しているため、鋼線材又は棒鋼そのものの比透磁率が低いことに加えて、冷間加工後でも低い比透磁率を実現できるとともに、冷間加工時の変形抵抗を抑制できる。本発明の非磁性鋼線材及び棒鋼以下では、鋼線材および棒鋼をまとめて、単に鋼線材と呼ぶは、N量を非常に少ない量に抑制すると共に、Si量も低減している点に特徴を有している。N量を低減することによって、固溶N量も低減でき、鋼線材の動的歪み時効を抑制することで変形抵抗を低減できる。また、Si量を低減することによって、固溶強化による強度上昇を抑制できるとともに、固溶Cの移動抑制によって加工誘起マルテンサイト変態を抑制できるため、強度上昇の抑制と比透磁率の維持が可能となる。以下に詳述する。Nは、オーステナイト安定化元素であり、オーステナイト相に固溶しやすいので、従来はオーステナイト単相鋼を得るためには、固溶Nを増加させることが有効であると考えられていた。但し、固溶Nは動的歪み時効を発生させ、変形抵抗を増加させる作用がある。冷間加工時に動的歪み時効が発生すると、変形抵抗が顕著に増加することによって、金型寿命が低下したり、また鋼の変形能の劣化による素材の割れが生じやすくなり、冷間加工が困難になるという問題があった。しかし、このような変形抵抗増加を避けるべく固溶Nを低減するだけでは、オーステナイトの安定度が低下することによって加工誘起マルテンサイト変態しやすくなり、却って変形抵抗の増加を招く結果となる。つまり、変形抵抗を低減するためには、オーステナイトを安定化させたままですなわち加工中に加工誘起マルテンサイト変態させることなく固溶Nを低減する必要があり、そのためにはSi量の低減が有効であることが明らかになった。まず、本発明者らは、加工誘起マルテンサイト変態と固溶C量との関係に着目して検討した。その結果、鋼材強度が高く転位が増えやすいほど、固溶Cが動きやすく、かつ固溶Cが転位に固着されやすいほど加工誘起マルテンサイト変態しやすいことを明らかにした。固溶Cに起因する加工誘起マルテンサイト変態の発生メカニズムは以下のように推察できる。すなわち、オーステナイト鋼に塑性変形を付与すると、塑性変形に伴って転位密度が増加し、特に可動転位密度が増加すると、転位に固溶Cが固着される。固溶Cは転位に固着される方がエネルギー的に安定であるためである。固溶Cが転位に固着され、基材中の固溶Cが減少することは、すなわちMs点マルテンサイト変態開始温度を高めることを意味し、Ms点が上昇するとオーステナイト相が不安定となって加工誘起マルテンサイト変態が生じやすくなる。加工誘起マルテンサイト変態が生じると、変形抵抗が上昇するだけでなく、比透磁率の上昇も招く。従来の高Mnオーステナイト鋼は、固溶Nの量が多く、固溶Nは固溶Cと同様に転位に固着される性質があるため、塑性変形が付与されても固溶Cはそれほど減少せず、Ms点の上昇に起因するオーステナイトの不安定化も生じにくい。しかし、固溶N量を低減した鋼材では、固溶Nの転位固着作用が望めないため、固溶Cが多く転位に固着されることとなり、上記した通りMs点が上昇することによって、加工誘起マルテンサイト変態が生じやすくなる。本発明者らは固溶Nに替わって、固溶Cの転位固着を抑制させ得る元素について検討したところ、Si量を低減することが効果的であることを見出した。Siは固溶Cの活量を高める働きがあり、Si量が多いと固溶Cが鋼中で容易に移動できるため、固溶Cが転位に固着されやすくなる。そこで、逆にSi量を十分に低減することによって、固溶Cの活量を下げることに着目した。すなわち、Si量を低減するとともに固溶N量を低減すれば、オーステナイトの安定化と動的歪み時効の抑制を両立できる。本発明ではトータルのN量を0.003以下とする。Nは、鋼中に固溶することによって、オーステナイトを室温で安定化させる作用を有し、安価であるため、一般的な高Mn非磁性鋼では積極的に活用されている。しかし、固溶Nは加工変形時の転位の移動を妨げる動的歪み時効を発生させ、変形抵抗を増加させ、割れを発生させやすくする作用を有する。本発明では、上記したSi及び後記するC、Mnの含有量を調整することで、N量が少なくてもつまり固溶N量が少なくてもオーステナイト相を室温で安定化できる。Nは少しでも固溶すると、特に変形抵抗を顕著に増加させ、且つ加工性の劣化を助長するため、N量は極力少なくすることが望ましく、本発明では0.003以下とする。N量は、好ましくは0.0025以下であり、より好ましくは0.0020以下特に0.0010以下である。冷間加工性の観点からはN量は少なければ少ないほど好ましいく、製造条件を工夫することにより極力少なくすることができるが、製造上N量を0とすることは困難である。上述した通り、動的歪み時効の原因となるのは固溶状態のNである。トータルのN量を上記したように0.003以下に抑制することで、固溶N量も0.003以下に低減でき、変形抵抗の低減と加工性の劣化抑制に有効であるが、Nと反応して窒化化合物を形成する元素Al、Tiなどの量を制御することによって、固溶N量をより効果的に低減できる。固溶N量は、好ましくは0.001以下であり、0とすることもできる。Si量は0.1未満0を含まないである。Siは、セメンタイトの生成を抑制する作用を有する元素であり、高Mn非磁性鋼においては通常多く添加される元素である。しかし、Siはオーステナイトを著しく固溶強化させて変形抵抗を増加させるだけでなく、上述したように固溶Cの活量を高め、固溶Cによる変形抵抗の増加作用を促進させる作用がある。このような変形抵抗の増加を避けるべく、本発明ではSi量を極力低下させている。Siによる固溶強化は少量でも発生するが、固溶Cへの影響が顕著になり始めるSi量は0.1である。そこで本発明ではSi量を0.1未満と定めた。Si量を0.1未満とすることによって、加工誘起マルテンサイト変態を抑制できるため、変形抵抗を抑制でき、さらに比透磁率を低いまま維持できる。Si量は、好ましくは0.07以下、より好ましくは0.05以下である。Si量は少なければ少ない程好ましいが、製造上Si量を0にすることは困難であり、またSi量を0にすると、溶製中の脱酸を困難にさせ、ガス発生によって変形能が劣化する場合があり、通常0.005程度含まれる。本発明では、上記したN量及び固溶N量とSi量を抑制することに加え、C量、Mn量を調整することも重要である。Cはオーステナイトを室温で安定化させるために重要な元素である。特に、本発明ではオーステナイト安定化作用のあるN量を極めて低く抑えているため、Cを所定以上含有させることが重要である。一方、C量は多ければ多いほどオーステナイトの安定化には有効であるが、所定以上含有させると炭化物が生成しやすくなり、オーステナイト単相組織を得ることが困難になり、比透磁率及び冷間加工性が共に悪化する。ここで、C量が比透磁率及び変形抵抗に与える影響を、図1を参照しつつ説明する。図1は、後記する実施例のデータを用いて、C量と、比透磁率及び変形抵抗との関係を整理したグラフである。C量が0.40未満では、Mnを十分に添加していてもオーステナイトが不安定になり、マルテンサイトの生成による変形抵抗及び比透磁率の増加が見られる。またC量が0.8を超えると、炭化物の生成によって変形抵抗及び比透磁率が増加する。そこで、C量を0.40~0.8と定めた。C量の下限は、好ましくは0.45以上であり、より好ましくは0.50以上である。C量の上限は、好ましくは0.75以下であり、より好ましくは0.70以下である。Mnは、Cと共に重要なオーステナイト安定化元素である。特に、Mnは固溶強化能が比較的小さいため、25までの添加量であれば変形抵抗をそれほど増加させることがない。N量を極力低減した本発明の場合、Mnの添加量はC量も考慮して決定されるべきである。ここで、Mn量が比透磁率及び変形抵抗に与える影響を、図2を参照しつつ説明する。図2は、後記する実施例のデータを用いて、Mn量と、比透磁率及び変形抵抗との関係を整理したグラフである。Mn量が8.0未満である場合、オーステナイトが不安定になりやすく、オーステナイトを安定化させるためのC量を増加させたとしてもセメンタイトが析出しやすくなり、変形抵抗及び比透磁率が増加する。一方、25を超えてMnを含有させる場合には、Cの添加量がある程度低くできるが、Mnによる固溶強化の影響が顕著になり始め、変形抵抗が増加しやすく、変形能の劣化を引き起こす。そこで、Mn量を8.0~25と定めた。Mn量の下限は、好ましくは9.0であり、より好ましくは10.0である。Mn量の上限は、好ましくは22.5以下であり、より好ましくは20.0以下である。本発明は、基本成分として上記したN、Si、C、Mnの他、P、S、Alを含有している。Pは、加熱時又は熱間加工時にオーステナイト粒界に移動、偏析しやすく、加工時の割れを促進させるため低く抑える必要がある。経済性とその効果を勘案すると、P量は0.030以下とする。P量は好ましくは0.025以下であり、より好ましくは0.020以下特に0.015以下である。P量は少なければ少ないほど好ましく、製造条件を工夫することにより極力少なくすることができるが、その量を0とすることは困難である。Sは、Pと同様にオーステナイト粒界に偏析しやすく、加工時の割れを促進させるため、低く抑える必要がある。経済性とその効果を勘案すると、S量は0.03以下とする。S量は、好ましくは0.025以下であり、より好ましくは0.020以下特に0.015以下である。S量は少なければ少ないほど好ましく、製造条件を工夫することにより極力少なくすることができるが、その量を0とすることは困難である。Alは、溶製中の脱酸元素として有効なだけでなく、熱間圧延又は熱間鍛造後の冷却時にAlNとして析出させることができ、固溶Nの低減による動的歪み時効の抑制に有効である。また、AlNはオーステナイト結晶粒を整粒化する効果も有する。そのような効果を有効に発揮させるため、Al量は0.001以上とする。Al量が0.001未満であると、溶製中の脱酸が不十分でガス欠陥が生じやすくなるため、変形能が劣化しやすくなる。Al量は、好ましくは0.005以上であり、より好ましくは0.010以上である。一方、Al量が過剰になると鋼材が脆化しやすくなり、冷間加工性が劣化する。そこでAl量は0.1以下とする。Al量は、好ましくは0.08以下であり、より好ましくは0.06以下である。本発明の鋼線材の基本成分は上記の通り、C、Si、Mn、P、S、Al、N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鋼中に含まれることは当然に許容される。さらに、本発明の鋼線材は、必要に応じて下記の元素を含むことも好ましい。Ti、Nb、V及びBは、いずれも窒化化合物を形成可能であり、窒化化合物の形成により固溶Nの低減とオーステナイト粒の整粒化に寄与できる元素であり、これらの1種又は2種以上を組み合わせて用いることにより、このような作用を発揮できる。Ti、Nb、Vの含有量の下限は、いずれも好ましくは0.005以上であり、より好ましくは0.010以上である。Bの含有量の下限は、好ましくは0.0005以上であり、より好ましくは0.0010以上である。しかし、こうしたTi、Nb、V及びBの作用は、含有量が増加するに連れて増大するものの、過剰になると窒化化合物が多量に生成しすぎて、鋼線材の冷間加工性を低下させるという不具合を生じる。そこで、Ti、Nb、Vはいずれも0.25以下が好ましく、Bは0.01以下が好ましい。Ti、Nb、Vの含有量の上限は、いずれもより好ましくは0.20以下であり、さらに好ましくは0.15以下である。Bの含有量の上限は、より好ましくは0.0080以下であり、さらに好ましくは0.0060以下である。本発明では、上述した通り、特にC、Si、Mnの含有量を調整することによってオーステナイトの安定化が可能であり、C、Si、Mn以外のオーステナイト安定化元素の添加は必須ではない。しかし、Cr、Mo、Cu及びNiは、いずれも室温でオーステナイトを安定化させる作用以外に、オーステナイト相の積層欠陥エネルギーの増加よって変形能を向上させる作用も有し、これらの1種又は2種以上を組み合わせて用いることにより、このような作用を発揮できる。このような作用を有効に発揮させるため、Crの含有量の下限は、好ましくは0.01以上であり、より好ましくは0.03以上である。Moの含有量の下限は、好ましくは0.05以上であり、より好ましくは0.08以上である。Cu及びNiの含有量の下限は、いずれも好ましくは0.10以上であり、より好ましくは0.15以上である。一方、Cr、Mo、Cu及びNiの含有量が過剰になると、オーステナイト安定化という観点から不要であるだけでなく、鋼線材の強度が増加しすぎることによって冷間加工が困難になる。そこで、Cr量は0.3以下が好ましく、より好ましくは0.25以下であり、さらに好ましくは0.20以下である。Mo量は1以下が好ましく、より好ましくは0.80以下であり、さらに好ましくは0.60以下である。Cu及びNi量は、いずれも1以下が好ましく、より好ましくは0.90以下であり、さらに好ましくは0.80以下である。本発明の鋼線材の組織は、オーステナイト単相であり、全組織に対するオーステナイト相の割合は、面積率で通常95以上であり、好ましくは98以上であり、特に100が好ましい。オーステナイト相以外の組織としては、例えばフェライト、マルテンサイト、ベイナイト、セメンタイトなどが挙げられる。本発明の鋼線材の製造方法は、特に限定されず、一般的な熱間圧延又は熱間鍛造工程に準拠する方法で製造できる。例えば、950~1250°Cに加熱し、800~1200°Cで熱間加工熱間圧延又は熱間鍛造した後、室温まで0.5~20°C/秒の速度で冷却すれば良い。また、前記冷却後に、750~1000°Cで10分以上保持してから、室温まで0.5~20°C/秒の速度で冷却する焼ならしを行っても良い。本発明の鋼線材は、安定したオーステナイト組織を有し、冷間加工性に優れる。また比透磁率が低く、冷間加工後の比透磁率も低いまま維持できる。例えば、本発明の鋼線材を軸方向に圧縮率60で冷間加工により圧縮した際の変形抵抗は1450MPa以下好ましくは1430MPa以下とでき、且つ前記圧縮後に割れが生じない。また、本発明の鋼線材の比透磁率は、例えば1.3以下好ましくは1.2以下であり、且つ冷間加工後の比透磁率も1.3以下好ましくは1.2以下とできる。したがって、本発明の鋼線材は、これまでオーステナイト系ステンレス鋼で製造されてきたリフティングマグネット、各種電動機発電機、変圧器、ガス遮断機、リニアモーターカー軌道設備、核融合炉用部材、ソレノイドバルブなどの非磁性構造部品に好適に利用でき、従来よりも安価に製造でき、生産性を向上できる。また、これまで変形抵抗が高く熱間加工によって加工されていた高Mn非磁性鋼部品を冷間加工によって製造でき、部品製造工程におけるCO2の排出量削減と生産性向上に貢献できる。さらに、従来のオーステナイト系ステンレス鋼は不動態皮膜の形成により、摩擦圧接に代表される固相接合ができなかったが、本発明の鋼線材は固相接合が可能であるため、例えば磁性のある鋼と摩擦圧接することによって、磁性材と非磁性材のハイブリッド部品を製造でき、幅広い用途に利用できる。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、2に示す化学組成の供試鋼150kgを真空誘導炉で溶解し、上面φ245mm、下面φ210mm、高さ480mmの形状のインゴットに鋳造した。続いて、下記製造方法1又は2の方法で棒鋼を得た。表中、鋼種1A~1Zは製造方法1、鋼種2A~2Zは製造方法2によって製造した。製造方法11.1200°Cに加熱し、上記インゴットから155mm角のビレットに熱間鍛造して冷却。2.ビレットの端部を切断し、ダミービレット155mm角×長さ9~10mに溶接。3.溶接後のビレットを1000°Cに加熱し、φ45mmの丸棒に熱間圧延。その後、3°C/秒で室温まで冷却。製造方法21.1200°Cに加熱し、上記インゴットから155mm角のビレットに熱間鍛造して冷却。2.ビレットを1000°Cに加熱し、φ45mmの丸棒に熱間鍛造。その後、3°C/秒で室温まで冷却。製造方法1又は2で得られた棒鋼を下記の方法で評価した。冷間加工性冷間鍛造性の評価前記棒鋼を切削加工し、直径25mm、長さ37.5mmの圧縮試験片を作製した。1600tonプレス機を用い、該試験片の端面を拘束した状態で、室温、歪み速度10/秒の冷間鍛造によって試験片軸方向に圧縮率60で圧縮し、機械構造用部品の冷間鍛造材を作製した。なお、加工歪み速度は、加工中塑性変形中の歪み速度の平均値である。また、圧縮率は、前記試験片の圧縮方向長さをH0、圧縮後の冷間鍛造材の圧縮方向長さをHとした時、100×H0-H/H0で算出される値である。冷間加工性は、圧縮率60で圧縮した際の最大変形抵抗、及び圧縮試験後に実体顕微鏡倍率20倍で表面状態を観察したときの割れの有無によって判断した。磁性評価方法前記製造方法で得られた棒鋼のD/4位置Dは棒鋼の直径から、5mm角の比透磁率測定用試験片を切り出した。また、前記冷間加工性評価試験後の試験片のD/4位置から同様に5mm角の比透磁率測定用試験片を切り出した。振動試料型磁力計を用いて、冷間加工前後の比透磁率をそれぞれ調べた。固溶N量評価方法固溶N量の値は、JISG1228に準拠して測定し、鋼中の全N量から全窒化化合物量を差し引いて算出した。1.鋼中の全N量は、不活性ガス融解法-熱伝導度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れて、不活性ガス気流中で融解してNを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定した。2.鋼中の全窒化化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、10AA系電解液鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には10アセチルアセトン、10塩化テトラメチルアンモニウム、残部:メタノール中で、定電流電解を行なう。約0.5gサンプルを溶解させ、不溶解残渣N化合物を穴サイズが0.1μmのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウム及び純Cuチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせる。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。フェノール、次亜塩素酸ナトリウム及びペンタシアノニトロシル鉄III酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定した。上記の方法によって求めた鋼中の全N量から全N化合物量を差し引くことで鋼中の固溶N量を算出した。これらの結果を表3、4に示す。1A~1B、1D~1E、1G~1H、1J~1M、1P~1R、1T~1V、1X、1Z、2A、2D~2G、2I~2O、2Q、2S、2U~2W、2Y~2Zは、本発明の要件を満たしているため、冷間鍛造性に優れるとともに、比透磁率も良好である。なお、これらについて、棒鋼の軸方向に垂直な断面を、電解放射型走査電子顕微鏡を用いて加速電圧20kV、観察倍率400倍で観察したところ、いずれの組織もオーステナイト相が100面積であった。一方、上記以外のものは、化学成分の少なくともいずれかが本発明の要件を満たしておらず、冷間鍛造性及び/又は比透磁率に問題が生じている。1Cは、S量が多かったため、母相との強度差が大きいMnSの量が増加し、破壊の起点が増えたため、冷間鍛造時に割れた。1Fは、Si量が多かったため、固溶強化、及び固溶Cの減少によって加工誘起マルテンサイト変態が生じ、変形抵抗の増加、冷間鍛造時の割れ、及び比透磁率の劣化を招いた。1Iは、Cr量が多かったため、Crの固溶強化によって変形抵抗が高くなった。1Nは、Mn量が少なかったため、セメンタイトが析出し、加工誘起マルテンサイト変態が助長され、変形抵抗の増加、冷間鍛造時の割れの発生、及び比透磁率の劣化を招いた。1O、1Sは、N量が多かったため、固溶N量も多く、顕著な動的歪み時効が発生し、変形抵抗の増加と冷間鍛造時の割れ発生を招いた。動的歪み時効が生じると、転位が固溶Cや固溶Nに固着されて変形抵抗が増加し、変形を進めるには転位が増加しなければならない。また、新たに導入された転位も、固溶Cや固溶Nで固着されるため、変形抵抗の増加→転位の増加→固溶Cや固溶Nの固着といった連鎖が生じることとなる。すなわち、動的歪み時効が発生している局所では、固溶Cや固溶Nが周囲と比較して減少し、また局所的に歪みが高くなっていることも影響して、オーステナイトが不安定になる。このため、加工誘起マルテンサイト変態が助長される結果となり、比透磁率の増加を招いた。1Wは、C量が多かったため、セメンタイトが析出し、加工誘起マルテンサイト変態が助長され、変形抵抗の増加、冷間鍛造時の割れの発生、及び比透磁率の劣化を招いた。1Yは、Mn量が多く、Mnの固溶強化により変形抵抗が増加した。2Bは、C量が少なかったため、オーステナイトが不安定となって加工誘起マルテンサイト変態が助長され、変形抵抗の増加、冷間鍛造時の割れの発生、及び比透磁率の劣化を招いた。2Cは、Mn量が多く、Mnの固溶強化によって変形抵抗の増加を招いた。2Hは、Si量が多く、固溶強化、及び固溶Cの減少によって加工誘起マルテンサイト変態が生じ、変形抵抗の増加、冷間鍛造時の割れ、及び比透磁率の劣化を招いた。2Pは、N量が多かったため、固溶N量も多く、変形抵抗の増加と冷間鍛造時に割れが発生した。また、動的歪み時効によって、変形部の固溶Cや固溶Nが減少することとなり、加工誘起マルテンサイト変態が助長され、比透磁率の増加を招いた。2Rは、P量が多かったため、結晶粒界のP濃度が高くなって冷間鍛造性が劣化し、冷間鍛造時に割れが発生した。2Tは、Al量が多く、鋼中の固溶Al量が増加して脆化するため、冷間加工性が劣化して冷間鍛造時に割れが発生した。2Xは、Si量が多く、固溶強化、及び固溶Cの減少によって加工誘起マルテンサイト変態が生じ、変形抵抗の増加、冷間鍛造時の割れ、及び比透磁率の劣化を招いた。