加藤等的研究结果（1974年）证明：电焊钢管的沟状腐蚀起因于焊缝区加热后急冷生成不稳定的硫化锰,这是把沟状腐蚀与硫化锰联系在一起的最早的研究。在这里想简单评述一下有关硫化锰和腐蚀关系的发展历史。
硫化夹杂物是形成局部腐蚀特别是孔蚀的起点，这早在1910年就已经知道。因为老的文献得不到，若参照Wranglén的报告,在1930年已经证实了被称为“活性（active)”的某种硫化物夹杂物比被称为“非活性（inactive)”夹杂物容易形成碳素钢腐蚀的起点，并且那时已经知道硫化铁比硫化锰的硫印检测的黑化度显著。
20世纪60年代，由于EPMA的普及，硫化锰是形成不锈钢孔蚀的起因被很多研究者证实，为了提高易切削不锈钢的耐酸性，通过添加生成不溶于酸的硫化物钛，或者通过添加铜来抑制硫化锰等的可溶性硫化物溶解产生的H2S的腐蚀促进作用,已经在实际中应用。
1967年（昭和42年）发生了包括本书作者在内的世界各国的研究者关于硫化锰的腐蚀作用的观点受到很大冲击的事件。斯德哥尔摩工科大学的Wranglén教授于1966年（昭和41年）12月发表了所发现的破冰船遭受严重腐蚀的原因，是那时在日本也正式开始使用的连铸钢硫化物夹杂物的特异性而引起的报告。
根据该报告，连铸钢由于铸造时急冷，在铸造中约1200℃凝固的FeS和原来的钢锭铸造所形成的FeS不同，不能变成稳定的硫化锰,冷却后仍是FeS或者含铁量多的MnS.这样的夹杂物比原来钢中的MnS导电性好，并作为效率高的阴极起作用，使母材部产生孔蚀。在焊接部位，低熔点的（Mn、Fe)S熔化后进入晶界，容易使钢产生局部腐蚀。该报告对FeS产生孔蚀的观察，是引用了Norén的实验结果，即把从破冰船上切取的钢材进行研磨抛光，附着盐水的薄膜后在显微镜下进行观察，在FeS的周围经1min左右开始腐蚀。
对该论文进行反驳的实验，是由NKK研究组完成的（日文1968,英文1969).金子等用Kringer-Koch 法分析了传统法以及连铸法生产的造船用钢板的高锰材（约1%Mn)和低锰材（约0.7%Mn)的焊接金属以及焊接热影响区硫化夹杂物，作为FeS存在的硫是痕迹量。用X射线衍射没有检查出FeS,用EPAM看到了少量的FeS,说明不取决于钢的铸造方法，量没有变化。进一步对两种铸造法生产的板坯进行EPAM检测，结果是FeS均为2%~10%,没有因铸造方法引起的差别。
把从高锰材、低锰材的连铸钢的母材和焊接区的表层部分以及板厚的中央部分制取的试片，进行25℃、480h的人工海水浸泡和干湿父省试验，水的开技区议有选择腐蚀，后者虽然在热影响区看到了轻微的选择腐蚀，可是没有发现有铸造方法的差别。又注意到抑制锰量强制生成FeS的实验室熔炼材中的FeS(锰微量），在显微镜下追踪了在3%NaCl溶液中进行腐蚀时的表面状况，可是在FeS附近没有看到和其他部分不同的腐蚀行为，这与前述Norén的结果不一致。
上述研究结果有力地反驳了连铸钢的危险论，可是1971年Wranglén在局部腐蚀国际会议发表的讲演,以更详细的分析结果，否定了以前破冰船产生严重腐蚀的钢板是连铸钢，以及在该钢板中MnS中的铁含量，与没有腐蚀的邻接传统钢中的硫化锰同样是10%。
然而，他重新提出了连铸钢危险性的主张。在连续铸造的场合，板坯中由于急冷存在着铁含量多的MnS,在其周围生成硫过饱和区域。轧制前板坯要在约1200℃进行均热，这时从高硫区域生成微细的析出物。这些析出物一旦凝聚就变成用显微镜可以看到的MnS夹杂物，其生成速度在1200℃时缓慢，除非加热10h或者24h,仍作为微细硫化物残存着。因为实际的加热时间短，所以这样的硫化物残留形成活性状态，可是焊接时一旦受到热影响时，由于与大的MnS相比不稳定，部分变成FeS,进一步形成活化状态，这是他的考虑方法。
据Wranglén的结果，活性的MnS和非活性的MnS,把试样固定在树脂中进行研磨，例如在3%NaCl中浸泡30s后，在400倍的显微镜下观察200~300个MnS的周围，可以区别是否受到了侵蚀。据说在没有腐蚀问题的传统钢中，活性MnS/非活性MnS的比是0.2,而在腐蚀严重的连铸钢中是1以上。
在上述报告的讨论中，U.S.Steel 公司（当时）的Wilde 认为，即使把传统钢和连铸钢在流动海水中进行试验，在腐蚀上也没有任何差别。
暂且不管钢的铸造方法的影响，关于所谓的活性MnS成为孔蚀起点的理由，Wranglén 认为，由于微细的硫化物和钢的接触面积大，它溶解变成硫化物离子时，由于是靠近钢而存在的，对阳极反应及阴极反应能起到有效的催化作用。同时，由于FeS在钢中的溶解度高，导电率高，它的存在能够增大腐蚀作用。因此，在微细硫化物存在的部位优先发生腐蚀，并带来微小的孔蚀。这些微小的孔蚀通过通气差电池作用而长大，这是他的想法。对此，Herbsleb、Eklund、Gainer 等持有对立看法，在这里省略。
下面把话题返回到电焊钢管焊缝的腐蚀上。焊缝焊接区由于加热到1600℃后急冷，一般具有贝氏体组织，在对接区约0.1mm宽度内脱碳。而且，焊接时由于压接的结果，钢管的内外面呈陡角度引起了金属流变，沿着金属流变存在的MnS等夹杂物在焊接线上浓缩，可是在电焊钢管整形加工时，把通过压接在管内外面升起的焊道切削除去，所以具有这种夹杂物的金属流变及焊接线与表面大体成直角暴露出来。
加藤等发表的结果是，用EPMA 研究焊缝区的硫化物、MnS或者含有微量铁的MnS排列存在于焊缝区特别是对接线上、焊缝区浓缩的MnS是母材的5倍以上等情况。
他们提出的焊缝部沟状腐蚀的机构如下：钢中存在的MnS在焊缝焊接时全部或者一部分熔融再析出，而且由于冷却速度大，MnS的析出、凝聚不完全，在析出的MnS周围生成微细的MnS和硫的浓缩区，硫浓缩区对MnS构成阳极开始腐蚀。
在MnS的周围生成硫浓缩区或者微细的硫化物成为腐蚀起点的观点，与Wranglén关于连铸钢的观点是相同的。虽然Wranglén想把这样状况的形成和连铸钢联系起来，可是如果把钢材加热到MnS熔点（1530~1620℃)以上，则与铸造法没有关系。已经知道的例子之一就是焊缝焊接区。即使使用焊接材料焊接区大概情况也是相同的。受腐蚀的破冰船钢板焊接热影响区的腐蚀问题，最初Wranglén认为是连铸钢，以后又认为不是连铸钢，尽管不是连铸钢，Wranglén 自己却把它作为“连铸钢的特性”错误地进行报道，给人造成了误解。
加藤等观察了以MnS作为起点的焊缝区沟状腐蚀在3%NaCl溶液中发生的状况。腐蚀最初发生在夹杂物周围，特别发生在焊接线上夹杂物的两端，生成局部腐蚀孔。两个夹杂物两端的腐蚀孔连接起来，随着腐蚀的进行向纵向深人，向横向扩大。如果腐蚀进一步进行，夹杂物就会发生物理脱离，或者由于蚀孔内的pH降低溶解析出。然后，把它下面的夹杂物作为中心继续进行腐蚀，发展成为沟状腐蚀。腐蚀的进行被认为与通过MnS的溶解所生成的HS-或S2-离子的促进作用或通气差电池的作用有关系。
他们研究了加热后急冷的实验室制备的试验材，在1100℃加热MnS的特性没有变化，可是加热到1250℃以上时，试验材的加热区对非加热区成为低电位，尤其1450℃的加热材在3%NaCl溶液中发生了显著的局部腐蚀。把这样的材料进行热处理时，在700℃时，没有效果，在900℃、2min时，效果小，可是在900℃、30min以上或者1100℃、2 min以上时，效果大。根据EPMA检测，锰和硫含量高的部位一致，由此推断MnS周围的硫浓缩区已经消失。
硫浓缩区在硫化锰或（Mn、Fe)S的周围存在时，电位为什么下降，还不十分清楚，并且也有研究结果认为，一般的焊接接缝的热影响区的电位下降，产生局部腐蚀的原因不一定只是硫化物，而是Mn、Si等含量多的材料在冷却时不容易发生奥氏体的相变，在比较低的温度下发生相变，生成碳过饱和铁素体。
关于电焊钢管的沟状腐蚀的研究，由于假定的含硫化物的钢已经显示出良好的耐沟状腐蚀性，因此上述的硫化物学说一般能够被人们所接受。
