技術論文

高強度マルテンサイト系ステンレス鋼の水素脆化
池田裕樹*

Hydrogen embrittlement of high strength martensitic stainless steels
Hiroki Ikeda

Abstract: Hydrogen embrittlement of martensitic stainless steels was investigated to understand the effect of structure andtheir corrosion resistances. All materials used in this work were adjusted their strength around 1200-1400MPa.
The resistance to hydrogen embrittlement of martensitic stainless steels was good in SUS630（17-4PH）, moderate in SUS410 and poor in SUS420J2. The reasons for the difference between SUS630 and SUS420J2 are effectsof the differences of their corrosion resistance, distribution of carbides, and the critical concentration of hydrogen to
induce hydrogen embrittlement.
The methods to improve the resistance to hydrogen embrittlement of martensitic stainless steels are to increase
the critical concentration of hydrogen by using precipitation hardening, reduce carbides levels by decreasing carbon content or heat treatment, and increase their corrosion resistance.
Keywords:Hydrogen embrittlement, martensitic stainless steels, SUS410, SUS420J2 and SUS630

1．緒言ルに調整したマルテンサイトステンレス鋼において，水素
脆化感受性に及ぼす組織の影響について考察した報告は見腐食反応などにより生成した水素が鉄鋼の中に吸収され当たらない。

ることで遅れ破壊や白点，ふくれなどを引き起こす現象はまた，水素脆化を引き起こす限界水素量についてはいく

水素脆化と呼ばれて問題となっている。一般的に，水素脆つかの研究があり，水素チャージをしない状態での材料の化は鋼中の水素量があるしきい値（限界水素量）を超えた

耐食性が，腐食反応で水素が生成するため水素脆化に影響，鋼中の水素量自体はを及ぼすもっとも重要な因子とされている。しかし，マル

その金属組織，環境，水素が鋼に進入する際の動力学，そテンサイト系ステンレス鋼の水素脆化と耐食性の関係はまして鋼中での転位・ボイド・粒界・炭化物や析出物といっだ完全に解明されていない上，マルテンサイト系ステンレ

た水素のトラップサイトの存在が影響する （1）（3）（4）。しかス鋼の水素脆化に及ぼす炭化物分布や金属間化合物の析出し水素脆化は複雑な現象であり，一般的に炭化物や転位密等の影響についても明確になっていない。

ときに起こるといわれており（1）（2）

度の高い領域への水素の凝集がボイドの生成や結合を促進

以上より，本研究では，低ひずみ速度試験（Slow

するためと言われているが，その原因は未だ完全には解明

Strain Rate Test, 以下SSRTとする）およびチャージ後のされていない。

水素量の測定等を行い，熱処理により同強度に調整した３

さらに，高強度鋼は水素脆化の一種である遅れ破壊に敏

鋼種のマルテンサイト系ステンレス鋼（SUS410,

感であることが知られているが，マルテンサイト系ステン

SUS420J2, SUS630）の水素脆化特性を理解し，その耐レス鋼に関しては合金鋼より耐食性にすぐれている上に，食性・金属構造学的な差が水素脆化特性に及ぼす影響を検高い腐食環境下での使用が少なかったため，これまで遅れ討することを目的とした。

破壊といったいわゆる水素脆化現象は顕在化してなかっ2．実験方法た。そのためマルテンサイト系ステンレス鋼の水素脆化に関する報告は数少ない。さらに，マルテンサイ（5）（6）（7）（8）ト系ステンレス鋼は熱処理によってその強度を変化できる

本研究に用いたSUS410, SUS420J2, SUS630の三鋼が，水素脆化感受性の高い1200〜1400MPaの強度レベ

種の化学成分値をTable1に示す。各鋼種の試験片の調整

*

技術管理部

高合金鋼グループ

50

Sanyo Technical Report Vol.9 (2002) No.1

高強度マルテンサイト系ステンレス鋼の水素脆化

方法はFig.1にそれぞれ示す。SUS410とSUS420J2は焼冷の焼戻処理を行った。SUS630は1398Kで30分加熱後，入前に1143Kの焼鈍処理を施した。焼鈍後，1223Kで水冷の固溶化処理後，753Kで1時間，空冷の析出硬化処

20分加熱後，油冷の焼入処理を施した後，SUS410は理を行った。その後，Fig.2に示す試験片形状に各鋼種と473Kで１時間，空冷，SUS420J2は798Kで１時間，空も加工した。

Table1. Chemical Compositions of materials used in this study（mass%，N：ppm）
Type

C

Si

Mn

P

S

Ni

Cr

Cu

Nb

N

SUS410

0.125

0.20

0.79

0.028

0.017

0.25

11.82

0.09

−

394

SUS420J2

0.273

0.28

0.43

0.028

0.014

0.24

12.08

0.09

−

236

SUS630

0.050

0.25

0.85

0.018

0.002

4.60

15.75

3.30

0.30

198

Vacuum melting

Forging
to 30mm dia. bar
1373K

SUS410，420J2

SUS630Annealing
1143K

SUS410Quenching

Solution treatment

1223K for 30min，O.Q.

1323K for 30 min，W.Q.

SUS420J2

SUS630TemperingTempering

Precipitation hardening

473K for 1h，A.C.

798K for 1h，A.C.

753K for 1h，A.C.

Machining

Specimens

Fig.1. Specimen preparation.

51

Sanyo Technical Report Vol.9 (2002) No.1

高強度マルテンサイト系ステンレス鋼の水素脆化

別途5mm角の立方体の試験片を用い，SSRTの試験片と同様に試験片表面での電流密度が0.1mA/cm2になるように設定し，一定時間水素チャージした後の鋼中水素量をガス

φ 12

φ 2.5

Immersed area
M12

イナート法により測定した。これは試験片を溶融点まで加熱した際に放出される水素と酸素ガス量を測定する （9）も

25
30
80

のである。水素チャージされた試験片は固溶した水素の大気中への放出を防ぐために273K以下で測定時まで保管した。

Fig.2. Dimensions of specimens for SSRT.（Unit：mm）

さらに，各鋼種の試験片及びSSRT後の破断面の金属組
織観察は光学顕微鏡および走査電子顕微鏡（Scanning

SSRTは水素脆化特性を調べるのに最も一般的な手法の一Electron Microscope, SEM）を用いて行い，各鋼種の熱つである。その模式図をFig.3に示す。試験片は腐食溶液に処理後における試験片の残留オーステナイト量はX線回折浸漬されており，荷重およびクロスヘッドの伸びが測定さ法にて測定した。

れる。ひずみ速度はマルテンサイト系ステンレス鋼が水素

3．結果脆化に対してより感受性が高いため，一般的なオーステナ
イト系ステンレス鋼の場合よりも速い，約1.3×10−5/sec

3・1に設定した。本研究では試験片に一定時間の水素チャージ

試験片のミクロ組織を行った後，溶液中で試験片の長手方向に一定歪み速度に

Fig.4に試験片のミクロ組織を示す 。SUS410及びて応力を負荷して引張試験を行い，破断歪み及び絞りの変SUS420J2のミクロ組織はクロムを主体とする炭化物が化に及ぼす水素チャージ条件の影響を測定した。

分散しており，その量はSUS420J2の方が多くなってい

SUS410

Load cell
Galvanostat−

Specimen＋
SolutionPt（Counter）
Controller
Chart-recorder

Motor
SUS420J2

Fig.3. SSRT system.

水素チャージの電源はガルバノスタットを用い，Fig.2に示した試験片表面の浸漬部位での電流密度が0.1mA/cm2になるように設定した。試験片は浸漬部位を除いて腐食反応防止と電気的絶縁のためにシリコンシーラ
ントでコーティングした。溶液は298Kに調整した0.5
SUS630vol.%の硫酸＋0.5g/lの亜ひ酸を用いた。
水素チャージの方法は，試験片に一定時間予備水素チャージした後にSSRT中も水素チャージを継続する条件で行った。しかし，この条件の場合，鋼種によりSSRTでの破断時間に差異があるため，トータルの水素チャージ時間が鋼種間で異なる可能性がある。その影響を排除することを目的として，一定時間の予備水素チャージのみ行いSSRT
中は水素チャージしない条件での実験も行った。

10 µ m

また，水素脆化特性と固溶水素量の関係を把握するため，各鋼種の単位時間あたりの固溶水素量を測定した。これは，Fig.4. Microstructures of materials used in this study.

52

Sanyo Technical Report Vol.9 (2002) No.1

高強度マルテンサイト系ステンレス鋼の水素脆化

る。SUS630は低Ｃ量のために炭化物はほとんど認められが，破断伸びと水素チャージ時間との関係は各鋼種でそれない。さらにミクロ組織の影響を詳しく検討するために，ぞれ異なっている。SSRTの予備水素チャージの時間と伸結晶粒度，炭化物面積率および残留オーステナイト量につび，絞りの関係をFig.6に示す。SUS630ではおよそ４時

いても測定した。その結果をTable2に示す。単位面積あ間程度で脆化に伴う伸び，絞りの低下が認められるが，たりの炭化物の分散状況は前述の通りSUS630が極めて少SUS420J2では0.15時間の予備水素チャージでさえ脆化なく，次いでSUS410，高温焼戻されたSUS420J2の炭による延性低下が起こっている。SUS410はSUS420J2

化物分散が最も多い。残留オーステナイト量はSUS630がとほぼ同様の特性を示すが脆化に至る時間は若干長くなっ

最も高く5.5%である。

ている。これらより，SSRT中に水素チャージを継続した

3・2

場合，水素脆化に対する感受性はSUS420J2とSUS410

SSRT結果3・2・1

SSRT中水素チャージ継続する条件は高いが，SUS630はそれほど高くないことが分かる。

最初に水素脆化特性との比較の基準として，大気中にて

3・2・2

予備水素チャージのみの条件

SSRT装置を用い，実際のSSRTと同じ歪み速度にて引張

前項での試験条件では，SSRTで破断するまで水素チャ試験を行った。破断面はcup and coneの延性破面を呈しージしているため，各鋼種のトータル水素チャージの時間ており，各鋼種30%以上の絞りと10%以上の延びを示した。さらに引張強さはSUS410が1400MPa，

50

SUS420J2が1200MPaそしてSUS630が1250MPaであった。

SUS410SUS420J2
SUS63040

るために0.1mA/cm2の電流密度で様々な時間にて予備水
素チャージ後，SSRT試験を行った。一例として，
SUS630の荷重と伸びの関係をFig.5に示す。SUS630のRA（％）

鋼の中に水素脆化を起こすのに十分な量の水素を導入す
3020

場合，予備水素チャージの時間が４時間以上の条件ではチャージ時間が増加するにつれて破断伸びは減少している

10
0
20

8000

.
0.5％H2SO4＋0.5g/l AsO3；e＝1.29×10−5/s

7000

15
EL（％）

Load（N）

6000
5000
4000
In Air
1h
2h
4h
7h

3000
2000
1000

5

0
0

2

4

6

8

10

12

10

14

0

16

0

1

Strain（％）
Fig.5. Examples of SSRT results of SUS630 for various charging times.

2
3
4
5
6
Pre-Charging time（h）

7

8

Fig.6. Effect of pre-charging time on ductility undercontinuous charging during SSRT.

Table2. Results of estimates from the photographs of materials.
Mean grain

Area fraction

No. of carbides

mean area of

Retainedsizeof carbides

per unit areaa carbide

austenite（ µ m）（％）（＃/mm2）

（mm2）

（％）

SUS410

18.2

4.68

69848

0.31×10−7

1.83

SUS420J2

15.5

19.42

185685

1.99×10−7

0.22

SUS630

35.6

0.58

13140

0.03×10−7

5.50

53

Sanyo Technical Report Vol.9 (2002) No.1

高強度マルテンサイト系ステンレス鋼の水素脆化

は，予備チャージの時間が同じでも異なっている。そこで，り，SUS420J2が最も卑な結果となっている。さらに，

予備水素チャージのみでSSRT中は溶液に浸漬するものの腐食反応の影響を検討するために，水素チャージをせず溶

水素チャージしない条件で試験を行った。その結果をFig.

液中浸漬のみでSSRTを行った結果をFig.8に示す。

7に示す。SUS410とSUS630はほぼ同じ水素脆化特性を

SUS410およびSUS630は脆化が認められないが，示し，SUS420J2が異なっている。すなわちFig.6に示し

SUS420J2は水素チャージせず浸漬しただけの条件でもたように，SUS410はSSRT中に水素チャージすると水素腐食反応に伴う水素発生による脆化が認められる。さらに

脆化感受性が高いが，Fig.7に示すようにSSRT中に水素チ

図中に示すように，SUS420J2で予備水素チャージ後にャージしない条件では水素脆化感受性が低くなった。なお，

浸漬せず大気中でSSRTを行った場合，溶液中でSSRTをSUS420J2はどちらの条件においても水素脆化感受性は行った場合より水素チャージ時間が同じにも関わらず破断

高く，脆性破断の挙動を示していた。試験後の試験片表面伸びが向上している。しかし，予備チャージ時間が長くな

は，SUS410およびSUS420J2は腐食反応により金属光

るにつれ再び破断伸びが低下し，1時間の予備水素チャー沢が失われていたが，SUS630では腐食反応が起こった形

ジでは再び破断伸びはほとんど無くなる。

跡は認められなかった。そこで試験溶液中における腐食電位を測定した。その結果をTable3に示す。SSRT後の試験
60
Reduction of area（％）

片表面の状況と同じく，腐食電位はSUS630が最も貴であ

50
45

RA（％）

40
35
30
25
20

40
30
20
10

15

0

10

In air

5
0
25

1.0h
Pre-charge 0.2h
0.5h
Just
immersed 0.5h，still
Precharged for each time，
immersed
then pulled in air.

Fig.8. Change of the reduction of area at different condition.

SUS410SUS420J2
SUS63020
EL（％）

SUS410SUS420J2
SUS630

50

3・3

15

破面状況

予備水素チャージ1ｈ，そしてSSRT中も水素チャージ
した条件でのSSRT後の試験片における破面の試験片表面

10近傍と中心部のSEM写真をFig.9に示す。SUS410の破面は試験片表面付近が粒界破面を示し，中心部はディンプル

5とへき開の混合破面を示している。SUS630も同様の破面形態を示しているが，中心部はディンプルが支配的である。

001

In air2

3456Pre-charging time（h）（Not charged during SSRT）

一方SUS420J2は破断面のほぼ全面が粒界破面を示して

7

いる。
3・4

鋼中水素量測定結果

5mm角の立方体にて，一定時間水素チャージ後に鋼中Fig.7. Effect of pre-charging time on ductility withoutcharging during SSRT.

水素量を測定した結果を各鋼種別にそれぞれFig.10に示す。水素量は水素チャージ時間の増加と共に増加する。同じ水素チャージ時間ではSUS630が最も低く水素チャージ

Table3. Results of the measurements of corrosion potentials.
Material

Corrosion potential（mV vs KCl）

SUS410−0.266

SUS420J2−0.465

SUS630−0.034を行っても水素が固溶しにくいことが分かる。また，
SUS420J2の鋼中水素量が，同じ水素チャージ時間では最も高い値を示し，SUS410のおよそ２倍〜３倍となっている。

54

Sanyo Technical Report Vol.9 (2002) No.1

高強度マルテンサイト系ステンレス鋼の水素脆化

Center region

10 µ m

SUS630SUS420J2

SUS410Surface region

Fig.9. SEM photographs of fracture surfaces of each materials after SSRT with 1hour pre-charged and continuous charging during SSRT.

4．考察

ジ後の鋼中水素量測定結果を用いると本研究におけるSUS410， SUS420J2，SUS630の単位体積当たりの吸本研究における水素脆化特性は，腐食反応，鋼中水素量

収水素量は，それぞれ0.26ppm/h，0.92ppm/h，および金属組織の影響を相互に受けたものと考える。予備

0.12ppm/hと計算された。さらに，Fig.11に炭化物の面

水素チャージでは，ガルバノスタットより電子が供給され積率と予備水素チャージ後の鋼中水素量との関係を示す。

溶液中の水素イオンから水素原子への還元反応が起きる。

これによると，予備水素チャージ後の鋼中水素量は同じチ

これを基に，試験片の表面積とFig.10に示した水素チャー

ャージ時間でも炭化物面積率が高い鋼種ほど増加している

55

Sanyo Technical Report Vol.9 (2002) No.1

高強度マルテンサイト系ステンレス鋼の水素脆化

2.0
SUS410SUS420J2
SUS630

1.5

1.0

0.5

1.5

2

3

4

5

20
0.5

6

Pre-Charging time（h）

40

1.0

0.0
1

R.A.
SUS410SUS420J2
SUS630

30

0.0
0

50
H.C.

R. A.（％）

A＝0.1mA/cm2

Hydrogen content（ppm）

Hydrogen content（ppm）

2.0

10

0

1

2
3
4
5
Pre-charging time（h）

6

7

0

Fig.12. Relationship between reduction of area in SSRT
and hydrogen content after pre-charging.

Fig.10. Results of hydrogen content measurementsfor pre-charged specimens.

高強度鋼の水素脆化を引き起こす限界水素量の報告値:
SUS630 SUS410

SUS420J2

0.3ppm（10）とほぼ一致する。SUS420J2とSUS410の限界水素量が同じなのは，櫛田らの13Cr系マルテンサイト

Hydrogen content（ppm）

1.25
0.33h
1.00h
6.00h

1.00

ステンレス鋼の限界水素量が添加元素の影響を受けないと

0.50h
2.00h

の報告 （11）と同じ結果となっている。
以上のことより，３鋼種の水素進入および拡散のメカニ

0.75

ズムを模式的にしたものをFig.13に示す。SUS410の場

0.50

続して水素チャージした条件では，水素脆化挙動が異なっ

合，SSRT中に水素チャージしない条件と，SSRT中も継ていた。この理由は水素チャージ時の応力の有無に起因す

0.25ると考える。一般的にマルテンサイト組織において，引張付加応力の増加とともに格子間距離は拡大し水素拡散速度

0.00
0

2

4

6

8

10 12 14 16 18 20は上昇する （12）。また，試験後の破面観察結果より，水素Area fraction of carbides（％）

が試験片中心部まで拡散して全断面が脆化（粒界破壊）せずとも，試験片表面近傍のみ水素が拡散して脆化領域がでFig.11. Relationship between area fraction of carbides
and hydrogen content after pre-charging.

きれば水素脆化により破断することが分かる。つまり，
SUS410の場合，水素チャージしているときは表面からカソード反応により供給される水素量が多く，試験片表面領ため，炭化物は水素のトラップサイトとして機能する場所

域の水素量が限界水素量を超えたときに水素脆化が起この一つであると考える。以上より，水素チャージ時間が同る。しかし，SSRTで試験中に水素チャージしない場合は，じ場合でもSUS410やSUS630よりもSUS420J2の方が水素供給量は腐食反応により発生する水素のみに制限されより多くの水素を吸収することが分かる。一方，SUS630

るため不十分であり，さらに応力付加による格子間距離のはSUS410やSUS420J2よりも同じチャージ時間での水拡大に伴って拡散速度が上昇し，水素は試験片表面付近に素吸収量が少ない。これはSUS630の特色であるCu析出

とどまらず中心部まで拡散し，返って限界水素量を超えに物が水素吸収に対しては炭化物よりも影響が少ないことをくくなる。そのため，水素脆化が起こりにくくなったと考示していると考える。

える。

鋼中水素量が水素脆化特性に及ぼす影響をより理解する

SUS420J2の場合はより複雑であると考える。SSRT中ために，鋼中水素量とSSRTにおける絞り値との関係をま水素チャージする条件の場合，SUS410と同様に水素はカとめた結果をFig.12に示す。これより，SSRTにおける絞ソード反応および拡散によって鋼中に進入する。

りが5%以下に低下したときの鋼中水素量を限界水素量とSUS420J2では，拡散速度の速い炭化物界面の割合が多仮定した場合，この限界水素量はSUS410および

いため平均拡散係数はSUS410よりも高いが，炭化物とマ

SUS420J2は0.3〜0.4ppm，SUS630では1.0ppmであトリックスとの界面自体が水素のトラップサイトとして作る。SUS410とSUS420J2における0.3〜0.4ppmの値は用し，拡散してきた水素を蓄積しやすい。これより

56

Sanyo Technical Report Vol.9 (2002) No.1

高強度マルテンサイト系ステンレス鋼の水素脆化

SUS420J2の表面付近の水素は炭化物に捕らえられて中め，溶液との腐食反応により水素が供給され続けるために心付近に向かって拡散できない。よって表面付近の領域は水素脆化が起きると考える。これは前述したように予備水

限界水素量を超えて水素脆化が起こりやすいと考える。さ素チャージした後に大気中でSSRTを行った場合，水素脆

らにSSRT中水素チャージしない条件でも耐食性が低いた化現象が起きにくくなる結果より明らかである。

With charging during SSRT

Without charging during SSRT

Surface

Corrosion
reaction

SUS410H

H
H

H
H diffusion

CarbidesSurface

Carbides s

H diffusion
Corrosion

SUS420J2

reaction
H
H
H

H

H

H

Surface
Only diffusion

SUS630H
Nocorrosion

H

H

Fig.13. Schematic models of mechanisms of hydrogen embrittlement.
(Gray tone shows degree of H amount)

57

Sanyo Technical Report Vol.9 (2002) No.1

高強度マルテンサイト系ステンレス鋼の水素脆化

６．追記

SUS630の場合は，SSRT中の水素チャージ有無の影響はより少ない。これは水素チャージ無しの浸漬では腐食反応がほとんど起こらないことに加えて，ナノスケールの本 研 究 は ア メ リ カ New York 州 に あ る Rensselaer

Cu−rich析出物を微細分散させることで高強度を得ておPolytechnic Institute ， Materials Science andり，同様の硬化機構を持つマルエージング鋼も水素脆化にEngineering DepartmentのDr. David J. Duquetteにご指，強度を確保する金属間化

導頂き，取りまとめることが出来たものであり，ここに感

対して低感受性なのと同様（13）

合物は水素トラップサイトにはなりにくく鋼中水素量の増謝の意を表する。

加が遅くなるためである。さらに，限界水素量自体も他鋼

文種に比べて合金元素の違いにより高くなっていることによ

献り，水素脆化を起こすための水素チャージ時間が長くなるためである。

1）B.J. Berkowitz，F.H. Heubaum：Corrosion，40（1980），240．
2）A. Ikeda，Y. Morita，F. Takesaki and M. Takeyama：Process 2nd

5．結論International Congress Hydrogen in Materials，Paris，4A-7（1977）．

本研究では，1200〜1400MPaに強度を調整した各種

3）W.W. Gerberich，T. Livne， X.F. Chen and M.K.Kaxzorowski：

マルテンサイト系ステンレス鋼の水素脆化特性を検討しMetal Transactions，19A（1988），1319．

た。その結果を以下に示す。

4）B.G. Pound：AD-A-273665，（1993），2356．

1） 試験中も水素チャージする条件のSSRTの結果より，

5）T. Ozaki and Y. Ishikawa：防食技術，38（1989），266．

予備水素チャージ時間が長くなるにつれて脆化が進行

6）T. Kushida and T. Kudo：材料と環境，41（1992），677．

する。

7）B.D. Craig and G. Krauss：Metallurgical Transactions，11A

2） 同じ水素チャージの時間における脆化の程度は鋼種に（1980），1799．

よって異なる。水素脆化感受性は低い順にSUS630，

8）P. Hewitt and B.S. Hockenhull：Corrosion Science，16（1976），

SUS410，SUS420J2である。

47．

3） 鋼中の水素量は予備水素チャージ時間の増加とともに．
9）ASM Handbook，9th edition：ASM international，10（1986）

増大し，SSRT感受性が低い順と同様，チャージされる

10）S. Suzuki，N. Ishii and H. Miyagawata： 鉄と鋼，79（1993），

水素量は低い順にSUS630，SUS410，SUS420J2で

227．

ある。

11）T. Kushida and T. Kudo：The seminar report of the corrosion and

4） 炭化物は水素のトラップサイトになり水素脆化を促進

corrosion protection，37（1990），301．

するが，金属間化合物による析出硬化組織は水素をト12）Y. Shimokawa：鉄と鋼，57（1971），1792．

ラップしにくい。

13）H. Yamakawa：LP gas plat，16（1979），12．

5） SUS630の水素脆化に対する感受性が低いのは限界水■著者

素量が高い上に水素のトラップサイトが少ないため，および耐食性に優れているためである。
以上より，マルテンサイト系ステンレス鋼の炭化物分布
状況，鋼自体の限界水素量および鋼自体の耐食性が水素脆化に大きく影響することが明らかになった。そのため，水素脆化感受性を低くするためには，析出硬化による強度確保，低炭素化もしくは熱処理によってマトリックスの炭化物分布を減少させること，および材料自体の耐食性を向上

池田裕樹

させ腐食反応による水素発生を低減させることの３点に留意するべきである。

58

Sanyo Technical Report Vol.9 (2002) No.1