加藤等的研究結果（1974年）證明：電焊鋼管的溝狀腐蝕起因于焊縫區加熱后急冷生成不穩定的硫化錳,這是把溝狀腐蝕與硫化錳聯系在一起的最早的研究。在這里想簡單評述一下有關硫化錳和腐蝕關系的發展歷史。

 硫化夾雜物是形成局部腐蝕特別是孔蝕的起點，這早在1910年就已經知道。因為老的文獻得不到，若參照Wranglén的報告,在1930年已經證實了被稱為“活性（active)”的某種硫化物夾雜物比被稱為“非活性（inactive)”夾雜物容易形成碳素鋼腐蝕的起點，并且那時已經知道硫化鐵比硫化錳的硫印檢測的黑化度顯著。

 20世紀60年代，由于EPMA的普及，硫化錳是形成不銹鋼孔蝕的起因被很多研究者證實，為了提高易切削不銹鋼的耐酸性，通過添加生成不溶于酸的硫化物鈦，或者通過添加銅來抑制硫化錳等的可溶性硫化物溶解產生的H₂S的腐蝕促進作用,已經在實際中應用。

 1967年（昭和42年）發生了包括本書作者在內的世界各國的研究者關于硫化錳的腐蝕作用的觀點受到很大沖擊的事件。斯德哥爾摩工科大學的Wranglén教授于1966年（昭和41年）12月發表了所發現的破冰船遭受嚴重腐蝕的原因，是那時在日本也正式開始使用的連鑄鋼硫化物夾雜物的特異性而引起的報告。

 根據該報告，連鑄鋼由于鑄造時急冷，在鑄造中約1200℃凝固的FeS和原來的鋼錠鑄造所形成的FeS不同，不能變成穩定的硫化錳,冷卻后仍是FeS或者含鐵量多的MnS.這樣的夾雜物比原來鋼中的MnS導電性好，并作為效率高的陰極起作用，使母材部產生孔蝕。在焊接部位，低熔點的（Mn、Fe)S熔化后進入晶界，容易使鋼產生局部腐蝕。該報告對FeS產生孔蝕的觀察，是引用了Norén的實驗結果，即把從破冰船上切取的鋼材進行研磨拋光，附著鹽水的薄膜后在顯微鏡下進行觀察，在FeS的周圍經1min左右開始腐蝕。

 對該論文進行反駁的實驗，是由NKK研究組完成的（日文1968,英文1969).金子等用Kringer-Koch 法分析了傳統法以及連鑄法生產的造船用鋼板的高錳材（約1%Mn)和低錳材（約0.7%Mn)的焊接金屬以及焊接熱影響區硫化夾雜物，作為FeS存在的硫是痕跡量。用X射線衍射沒有檢查出FeS,用EPAM看到了少量的FeS,說明不取決于鋼的鑄造方法，量沒有變化。進一步對兩種鑄造法生產的板坯進行EPAM檢測，結果是FeS均為2%~10%,沒有因鑄造方法引起的差別。

 把從高錳材、低錳材的連鑄鋼的母材和焊接區的表層部分以及板厚的中央部分制取的試片，進行25℃、480h的人工海水浸泡和干濕父省試驗，水的開技區議有選擇腐蝕，后者雖然在熱影響區看到了輕微的選擇腐蝕，可是沒有發現有鑄造方法的差別。又注意到抑制錳量強制生成FeS的實驗室熔煉材中的FeS(錳微量），在顯微鏡下追蹤了在3%NaCl溶液中進行腐蝕時的表面狀況，可是在FeS附近沒有看到和其他部分不同的腐蝕行為，這與前述Norén的結果不一致。

 上述研究結果有力地反駁了連鑄鋼的危險論，可是1971年Wranglén在局部腐蝕國際會議發表的講演,以更詳細的分析結果，否定了以前破冰船產生嚴重腐蝕的鋼板是連鑄鋼，以及在該鋼板中MnS中的鐵含量，與沒有腐蝕的鄰接傳統鋼中的硫化錳同樣是10%。

  然而，他重新提出了連鑄鋼危險性的主張。在連續鑄造的場合，板坯中由于急冷存在著鐵含量多的MnS,在其周圍生成硫過飽和區域。軋制前板坯要在約1200℃進行均熱，這時從高硫區域生成微細的析出物。這些析出物一旦凝聚就變成用顯微鏡可以看到的MnS夾雜物，其生成速度在1200℃時緩慢，除非加熱10h或者24h,仍作為微細硫化物殘存著。因為實際的加熱時間短，所以這樣的硫化物殘留形成活性狀態，可是焊接時一旦受到熱影響時，由于與大的MnS相比不穩定，部分變成FeS,進一步形成活化狀態，這是他的考慮方法。

 據Wranglén的結果，活性的MnS和非活性的MnS,把試樣固定在樹脂中進行研磨，例如在3%NaCl中浸泡30s后，在400倍的顯微鏡下觀察200~300個MnS的周圍，可以區別是否受到了侵蝕。據說在沒有腐蝕問題的傳統鋼中，活性MnS/非活性MnS的比是0.2,而在腐蝕嚴重的連鑄鋼中是1以上。

  在上述報告的討論中，U.S.Steel 公司（當時）的Wilde 認為，即使把傳統鋼和連鑄鋼在流動海水中進行試驗，在腐蝕上也沒有任何差別。

  暫且不管鋼的鑄造方法的影響，關于所謂的活性MnS成為孔蝕起點的理由，Wranglén 認為，由于微細的硫化物和鋼的接觸面積大，它溶解變成硫化物離子時，由于是靠近鋼而存在的，對陽極反應及陰極反應能起到有效的催化作用。同時，由于FeS在鋼中的溶解度高，導電率高，它的存在能夠增大腐蝕作用。因此，在微細硫化物存在的部位優先發生腐蝕，并帶來微小的孔蝕。這些微小的孔蝕通過通氣差電池作用而長大，這是他的想法。對此，Herbsleb、Eklund、Gainer 等持有對立看法，在這里省略。

  下面把話題返回到電焊鋼管焊縫的腐蝕上。焊縫焊接區由于加熱到1600℃后急冷，一般具有貝氏體組織，在對接區約0.1mm寬度內脫碳。而且，焊接時由于壓接的結果，鋼管的內外面呈陡角度引起了金屬流變，沿著金屬流變存在的MnS等夾雜物在焊接線上濃縮，可是在電焊鋼管整形加工時，把通過壓接在管內外面升起的焊道切削除去，所以具有這種夾雜物的金屬流變及焊接線與表面大體成直角暴露出來。

  加藤等發表的結果是，用EPMA 研究焊縫區的硫化物、MnS或者含有微量鐵的MnS排列存在于焊縫區特別是對接線上、焊縫區濃縮的MnS是母材的5倍以上等情況。

 他們提出的焊縫部溝狀腐蝕的機構如下：鋼中存在的MnS在焊縫焊接時全部或者一部分熔融再析出，而且由于冷卻速度大，MnS的析出、凝聚不完全，在析出的MnS周圍生成微細的MnS和硫的濃縮區，硫濃縮區對MnS構成陽極開始腐蝕。

  在MnS的周圍生成硫濃縮區或者微細的硫化物成為腐蝕起點的觀點，與Wranglén關于連鑄鋼的觀點是相同的。雖然Wranglén想把這樣狀況的形成和連鑄鋼聯系起來，可是如果把鋼材加熱到MnS熔點（1530~1620℃)以上，則與鑄造法沒有關系。已經知道的例子之一就是焊縫焊接區。即使使用焊接材料焊接區大概情況也是相同的。受腐蝕的破冰船鋼板焊接熱影響區的腐蝕問題，最初Wranglén認為是連鑄鋼，以后又認為不是連鑄鋼，盡管不是連鑄鋼，Wranglén 自己卻把它作為“連鑄鋼的特性”錯誤地進行報道，給人造成了誤解。

 加藤等觀察了以MnS作為起點的焊縫區溝狀腐蝕在3%NaCl溶液中發生的狀況。腐蝕最初發生在夾雜物周圍，特別發生在焊接線上夾雜物的兩端，生成局部腐蝕孔。兩個夾雜物兩端的腐蝕孔連接起來，隨著腐蝕的進行向縱向深人，向橫向擴大。如果腐蝕進一步進行，夾雜物就會發生物理脫離，或者由于蝕孔內的pH降低溶解析出。然后，把它下面的夾雜物作為中心繼續進行腐蝕，發展成為溝狀腐蝕。腐蝕的進行被認為與通過MnS的溶解所生成的HS-或S2-離子的促進作用或通氣差電池的作用有關系。

 他們研究了加熱后急冷的實驗室制備的試驗材，在1100℃加熱MnS的特性沒有變化，可是加熱到1250℃以上時，試驗材的加熱區對非加熱區成為低電位，尤其1450℃的加熱材在3%NaCl溶液中發生了顯著的局部腐蝕。把這樣的材料進行熱處理時，在700℃時，沒有效果，在900℃、2min時，效果小，可是在900℃、30min以上或者1100℃、2 min以上時，效果大。根據EPMA檢測，錳和硫含量高的部位一致，由此推斷MnS周圍的硫濃縮區已經消失。

 硫濃縮區在硫化錳或（Mn、Fe)S的周圍存在時，電位為什么下降，還不十分清楚，并且也有研究結果認為，一般的焊接接縫的熱影響區的電位下降，產生局部腐蝕的原因不一定只是硫化物，而是Mn、Si等含量多的材料在冷卻時不容易發生奧氏體的相變，在比較低的溫度下發生相變，生成碳過飽和鐵素體。

 關于電焊鋼管的溝狀腐蝕的研究，由于假定的含硫化物的鋼已經顯示出良好的耐溝狀腐蝕性，因此上述的硫化物學說一般能夠被人們所接受。