"重量で、C:0.2~0.35、Si:0.1~0.5、Mn:0.5~1.8、Ni:0.1~0.6、Nb:0.005~0.05、Ti:0.005~0.02、P:0.03以下、S:0.03以下、Al:0.05以下0は除外、N:0.01以下0は除外、残部Fe及びその他の不可避な不純物を含む、耐摩耗性、耐食性及び低温靭性に優れたオイルサンドスラリーパイプ用鋼板。前記鋼板は、Cr:0.1~1.0以下0は除外をさらに含み、Mn及びCrの和が2以下である、請求項1に記載の耐摩耗性、耐食性及び低温靭性に優れたオイルサンドスラリーパイプ用鋼板。前記鋼板は、Mn、Cr及びNiの和が2.5以下である、請求項2に記載の耐摩耗性、耐食性及び低温靭性に優れたオイルサンドスラリーパイプ用鋼板。前記鋼板の微細組織は、50~80面積のパーライト及び残部フェライトからなる、請求項1から3のいずれか一項に記載の耐摩耗性、耐食性及び低温靭性に優れたオイルサンドスラリーパイプ用鋼板。前記パーライト結晶粒間の間隔は、200μm以下である、請求項4に記載の耐摩耗性及び耐食性に優れたオイルサンドスラリーパイプ用鋼板。前記鋼板のビッカーズ硬度値は、180~220Hvである、請求項5に記載の耐摩耗性、耐食性及び低温靭性に優れたオイルサンドスラリーパイプ用鋼板。重量で、C:0.2~0.35、Si:0.1~0.5、Mn:0.5~1.8、Ni:0.1~0.6、Nb:0.005~0.05、Ti:0.005~0.02、P:0.03以下、S:0.03以下、Al:0.05以下0は除外、N:0.01以下0は除外、残部Fe及びその他の不可避な不純物を含む鋼スラブに対し、Ar3~Ar3200°Cの温度範囲において50以上の残圧下率で仕上げ熱間圧延した後、0.2~4°C/secの冷却速度で冷却する、耐摩耗性、耐食性及び低温靭性に優れたオイルサンドスラリーパイプ用鋼板の製造方法。前記鋼スラブは、Cr:0.1~1.0以下0は除外をさらに含み、Mn及びCrの和が2以下である、請求項7に記載の耐摩耗性、耐食性及び低温靭性に優れたオイルサンドスラリーパイプ用鋼板の製造方法。前記鋼スラブは、Mn、Cr及びNiの和が2.5以下である、請求項8に記載の耐摩耗性、耐食性及び低温靭性に優れたオイルサンドスラリーパイプ用鋼板の製造方法。前記冷却は、Ar3~Ar3200°Cの温度範囲において開始して500°C以下において終了する、請求項7から9のいずれか一項に記載の耐摩耗性及び耐食性に優れたオイルサンドスラリーパイプ用鋼板の製造方法。本発明の一側面は、パイプとして造管が可能で、オイルサンドスラリーパイプの厳しい摩耗環境においても優れた耐摩耗性を有するとともに、耐食性が向上し、低温における衝撃靭性、経済性及び生産効率にも優れているオイルサンドスラリーパイプ用鋼板及びその製造方法を提供する。本発明の一側面は、重量で、C:0.2~0.35、Si:0.1~0.5、Mn:0.5~1.8、Ni:0.1~0.6、Nb:0.005~0.05、Ti:0.005~0.02、P:0.03以下、S:0.03以下、Al:0.05以下0は除外、N:0.01以下0は除外、残部Fe及びその他の不可避な不純物を含む耐摩耗性、耐食性及び低温靭性に優れたオイルサンドスラリーパイプ用鋼板を提供する。このとき、上記鋼板は、Cr:0.1~1.0以下0は除外をさらに含み、Mn及びCrの和が2以下であることが好ましい。また、上記鋼板は、Mn、Cr及びNiの和が2.5以下であることがより好ましい。なお、上記鋼板の微細組織は、50~80面積のパーライト及び残部フェライトからなることが好ましい。このとき、上記パーライト結晶粒間の間隔は、200μm以下であることがより好ましい。また、上記鋼板のビッカーズ硬度値が180~220Hvであることがより好ましい。一方、本発明の他の一側面は、重量で、C:0.2~0.35、Si:0.1~0.5、Mn:0.5~1.8、Ni:0.1~0.6、Nb:0.005~0.05、Ti:0.005~0.02、P:0.03以下、S:0.03以下、Al:0.05以下0は除外、N:0.01以下0は除外、残部Fe及びその他の不可避な不純物を含む鋼スラブに対し、Ar3~Ar3200°Cの温度範囲において50以上の残圧下率で仕上げ熱間圧延した後、0.2~4°C/secの冷却速度で冷却する耐摩耗性、耐食性及び低温靭性に優れたオイルサンドスラリーパイプ用鋼板の製造方法を提供する。このとき、上記鋼スラブは、Cr:0.1~1.0以下0は除外をさらに含み、Mn及びCrの和が2以下であることが好ましい。また、上記鋼スラブは、Mn、Cr及びNiの和が2.5以下であることがより好ましい。なお、上記冷却は、Ar3~Ar3200°Cの温度範囲において開始して500°C以下において終了することが好ましい。本発明の一側面によると、鋼成分系及び微細組織を制御してパイプとして造管が可能で、オイルサンドスラリーパイプの厳しい摩耗環境においても優れた耐摩耗性を有し、耐食性が向上され、低温における衝撃靭性を良好に確保できるとともに、経済性及び生産効率にも優れているオイルサンドスラリーパイプ用鋼板を得ることができるようになる。一般に、低炭素フェライト系鋼材は、加工が容易であり、TMCP工程で強度を制御することが容易であるが、フェライト組織が有する低い硬度値によって摩耗に対する抵抗性が低下する。特に、オイルサンドスラリーパイプの使用環境のような厳しい摩耗環境では、年間20mm以上の浸食量を示しているため、摩耗に対する抵抗を十分に有することが困難である。このような問題点を解決するための方法として、従来では、パイプ内壁に表面処理を適用したり、素材そのものの硬度を高めることが一般的な方法として知られていた。しかし、本発明者は、長い研究の末に鉄鋼材料の摩耗は、表面変形及び変形層の脱落によって発生する点を認知するようになり、材料の耐摩耗性への向上は、衝突した摩耗粒子が弾けても破壊されない水準の硬度及び靭性を有するようにするとともに、変形収容能力を向上させることができる微細組織を構想することが耐摩耗性向上に対する解決策であることを見出した。これにより、本発明は、パーライトの素材そのものの全体的な硬度は低いが、セメンタイトの硬度は高い点に注目し、ベイナイトまたはマルテンサイトのような高い硬度の素材を用いることなく、摩耗粒子の反射を考慮してパーライトを活用することで、耐摩耗性の側面においてさらに向上させた。また、このようなオイルサンドスラリーパイプの使用環境を考慮すると、パイプ内部の表層には持続的な摩耗が発生するのみならず、塩分及び高温による腐食も引き続き発生する。このような摩耗及び腐食がともに発生する環境においては、腐食が遥かに速く進む可能性がある。したがって、耐摩耗性とともに耐食性を確保することも非常に重要であるが、上記摩耗環境による表面酸化物の形成によって耐食性を向上させるのには限界があるため、素材そのものの耐食性を向上させる点に重点をおいてNiを付加するようになった。これに加え、本発明の微細組織は、摩耗粒子の反射を考慮して、一定比率をパーライト、変形収容能力の向上のために、残りはフェライトで構成されるパーライト/フェライト混合組織を基本的な構造にするが、このような混合組織はフェライト組織に比べて低温における衝撃靭性が劣位するという短所が問題視されている。したがって、オーステナイト結晶粒を微細化して低温靭性もともに向上させるようになった。以下では、本発明の鋼板について説明する。本発明の一側面は、重量で、C:0.2~0.35、Si:0.1~0.5、Mn:0.5~1.8、Ni:0.1~0.6、Nb:0.005~0.05、Ti:0.005~0.02、P:0.03以下、S:0.03以下、Al:0.05以下0は除外、N:0.01以下0は除外、残部Fe及びその他の不可避な不純物を含む耐摩耗性、耐食性及び低温靭性に優れたオイルサンドスラリーパイプ用鋼板を提供する。以下では、上記成分系及び組成範囲について説明する重量。炭素C:0.2~0.35重量Cは、パーライトをフェライトの基地組織に形成してフェライト/パーライト複合組織を製造するために添加される元素で、その含量が0.2未満であると、パーライト量が不足して耐摩耗性の確保が困難になり、0.35を超過すると、パーライトの量が増加するのに対し、フェライト量が減少しすぎて摩耗に対する変形収容能力が低下するようになるため、その添加量を0.2~0.35に制御することが好ましい。より好ましくは、耐摩耗性の観点においてCを0.25以上に制御する場合、さらに優れた摩耗に対する抵抗性を得ることができる。シリコンSi:0.1~0.5Siは、製鋼工程において脱酸剤として作用するのみならず、鋼材の強度を高める役割をする元素で、その含量が0.1未満であると、上記効果を十分に得ることができず、その含量が0.5を超過すると、素材の衝撃靭性が悪化し、溶接性が低下し、圧延時にスケール剥離性をもたらすという問題点がある可能性があるため、Siの含量は0.1~0.5に制限することが好ましい。マンガンMn:0.5~1.8Mnは、衝撃靭性を阻害せず、パーライト量を増加させる元素で、その効果を十分に得るためには、0.5以上添加されることが好ましい。但し、その量が多すぎると、パーライトではなくベイナイトまたはマルテンサイト組織が形成され、溶接性が低下するという問題点があるため、その含量を0.5~1.8に制限することが好ましい。ニッケルNi:0.1~0.6Niは、素材そのものの耐食性を確保するために添加される元素で、強度及び衝撃靭性の向上を助ける。Ni添加によって耐食性を十分に発揮するためには、0.1以上添加されることが好ましい。但し、その量が多すぎると、ベイナイトまたはマルテンサイトのような組織が形成される可能性があるため、上限は0.6に制限することが好ましい。ニオブNb:0.005~0.05Nbは、スラブの再加熱時には固溶している状態であるが、熱間圧延中にオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、その後、析出されて鋼の強度を向上させる役割をする。したがって、結晶粒微細化による低温靭性向上のための核心的な元素で、上記効果を発生させるためには、0.005以上添加されることが好ましい。但し、その量が多すぎると、逆に低温における衝撃靭性が劣化するため、上限を0.05に制限することが好ましい。チタニウムTi:0.005~0.02Tiは、スラブの再加熱時にNと結合してTiN窒化物を形成することで、オーステナイト結晶粒の成長を抑制する元素で、上記Nbと同様に、結晶粒微細化による低温靭性向上のための核心的な役割をする。したがって、上記効果を十分に得るためには、0.005以上添加されることが好ましい。但し、その量が多すぎると、逆に低温における衝撃靭性が劣化するため、その上限を0.02に限定することが好ましい。リンP:0.03以下Pは、溶接性を低下させ、靭性を劣化させる元素であるため、できる限り低く制御することが好ましい。その含量が最小限0.03を超過しないように制御すれば、溶接性、靭性及び耐摩耗性の低下問題を最小限に抑えることができる。硫黄S:0.03以下Sは、鋼の軟性、衝撃靭性及び溶接性を劣化させる元素で、特にMnと結合してMnS介在物を形成し、鋼の耐摩耗性を低下させるため、できる限り低く制御することが好ましい。その含量が最小限に0.03を超過しないように制御する。アルミニウムAl:0.05以下0は除外Alは、溶鋼中に存在する酸素と反応して酸素を除去する脱酸剤としての役割をする元素であるが、その量が多すぎると、酸化物系介在物が多量に形成されて素材の衝撃靭性を阻害するため、その上限を0.05に制限することが好ましい。窒素N:0.01以下0は除外Nは、Al、Ti、Nb、Vなどと結合して窒化物を形成することで、オーステナイト結晶粒の成長を妨害し、鋼の靭性及び強度の向上を助けるが、その含量が多すぎると固溶状態のNが存在するようになる。これは、逆に鋼の靭性に悪影響を及ぼすため、その含量が0.01を超えないように制限することが好ましい。即ち、本発明の一側面は、オイルサンドスラリーパイプが用いられる特殊な環境を考慮して上記のような成分系及び組成範囲を提案することで、オイルサンドスラリーパイプ用鋼板の耐摩耗性、耐食性及び低温靭性の向上に大きく寄与できるようになった。このとき、上記鋼板は、Cr:0.1~1.0以下をさらに含み、Mn及びCrの和が2以下であることが好ましい。Crは、鋼材の変態温度を低減させ、パーライトの量を増加させる役割をする。特に、セメンタイトをFe3Cにおいて硬質のFe,Cr3Cに変化させて素材の耐摩耗性を増加させるため、このようなCrをさらに含む場合、上記耐摩耗性をより向上させるようになる。上記のような効果を得るためには、Crが0.1以上添加されることが好ましい。但し、その量が多すぎると、ベイナイトまたはマルテンサイトのような低温変態組織を形成し、これは衝撃靭性を阻害する原因として作用するため、その含量を1.5以下に制御することが好ましい。また、上記低温変態組織の形成による衝撃靭性の低下は、CrのみならずMnも同様な作用をするため、MnとCrの合計含量が2.0を超えないように制御する必要がある。また、上記鋼板は、Mn、Cr及びNiの和が2.5以下であることがより好ましい。Niは、素材そのものの耐食性確保のための核心的な成分であるが、素材の焼入性を向上させて低温変態組織の形成による衝撃靭性低下に影響を及ぼすため、Mn、Cr及びNiの合計含量が2.5を超過しないように制御することがより好ましい。なお、上記鋼板の微細組織は、50~80面積のパーライト及び残部フェライトからなることが好ましい。本発明者は、オイルサンドスラリーパイプの使用環境のような激しい摩耗環境では、表面の変形及び変形層の脱落によって主に摩耗が発生するため、ベイナイトまたはマルテンサイトのように高い硬度を有する組織を形成させるよりは、鋼の硬度は摩耗粒子が弾けても破壊されない水準を維持し、さらに変形収容力を向上させることが重要であることを見出した。したがって、パーライトは、素材全体の硬度は高くなくても、セメンタイトの高い硬度によってパーライトを50面積以上含ませると、摩耗粒子が弾けても破壊されない水準の硬度を得ることができるとともに、パーライトの面積分率を80以下に制限し、残部はフェライトで構成することで、フェライトの優れた変形収容力を得ることができるようになる。このように、本発明の微細組織は、パーライトとフェライトの混合組織からなり、その分率を上記のように制御することで、摩耗粒子が弾けても破壊されず、変形収容能力も優れるため、オイルサンドスラリーパイプの使用環境のような激しい摩耗環境においても最も優れた耐摩耗性を有する鋼板を得ることができる。また、一般のオイルサンドスラリーパイプにおいて摩耗が発生する場合、200~300μmサイズの摩耗粒子が衝突するため、摩耗粒子がフェライトを直接に変形させずに反射させるためには、パーライト結晶粒の粒子間間隔が上記摩耗粒子のサイズより小さいことがさらに効果的である。したがって、摩耗粒子が軟質のフェライトと直接に衝突するのを防止するために、パーライト結晶粒の粒子間間隔を上記摩耗粒子より小さくなるように200μm以下に制御することがさらに好ましい。上記のような成分系及び微細組織を有する場合、ビッカーズ硬度値が180~220Hvである鋼板を得ることができる。オイルサンドスラリーパイプ用鋼板においては上記ビッカーズ硬度値を維持することが非常に重要になるが、もし、基地組織の硬度値が180Hv未満であると、硬度が弱すぎて摩耗粒子による変形が激しく発生するために耐摩耗性が良くない。これとは反対に、基地組織の硬度値が220Hvを超過すると、硬度は優れるのに対し、変形に対する収容能力が減少するため、逆に耐摩耗性を低下させる結果を誘発しかねない。したがって、上記ビッカーズ硬度値を180~220Hvに制御することがより好ましい。以下では、本発明による鋼板の製造方法について説明する。本発明の他の一側面は、重量で、C:0.2~0.35、Si:0.1~0.5、Mn:0.5~1.8、Ni:0.1~0.6、Nb:0.005~0.05、Ti:0.005~0.02、P:0.03以下、S:0.03以下、Al:0.05以下0は除外、N:0.01以下0は除外、残部Fe及びその他の不可避な不純物を含む鋼スラブに対し、Ar3~Ar3200°Cの温度範囲において50以上の残圧下率で仕上げ熱間圧延した後、0.2~4°C/secの冷却速度で冷却する耐摩耗性、耐食性及び低温靭性に優れたオイルサンドスラリーパイプ用鋼板の製造方法を提供する。このとき、上記鋼スラブは、Cr:0.1~1.0以下0は除外をさらに含み、Mn及びCrの和が2以下であることが好ましい。また、上記鋼スラブは、Mn、Cr及びNiの和が2.5以下であることがより好ましい。まず、上記のような組成を有する鋼スラブに対し、Ar3~Ar3200°Cの温度範囲において50以上の残圧下率で仕上げ熱間圧延する。仕上げ圧延温度がAr3未満であると、オーステナイトへの相変態が十分に行われず、これとは反対に、Ar3200°Cを超過すると、オーステナイト結晶粒が粗大化される可能性がある。また、本発明に適用される鋼スラブは、CやMn、Crなどの焼入性元素が多量に添加されるため、冷却条件を制御しないと、ベイナイトまたはマルテンサイト組織が形成されてフェライトとパーライトの混合組織を得ることができなくなる可能性がある。したがって、冷却条件を制御して本発明の混合組織を得ることで、オイルサンドスラリーパイプの使用環境に適した耐摩耗性を確保することが非常に重要である。上記冷却は、Ar3~Ar3200°Cの温度範囲において開始して500°C以下において終了することがより好ましい。冷却開始温度がAr3未満であると、オーステナイトへの相変態が十分に行われていない状態で冷却を開始するため、本発明で得ようとする組織を確保することができなくなる。これとは反対に、冷却開始温度がAr3200°Cを超過すると、圧延がAr3200°Cを超過して行われることを意味することから、結晶粒が非常に粗大化される可能性が大きいという問題点がある。よって、冷却開始温度をAr3~Ar3200°Cの温度範囲に制限することが好ましい。上記のような組成を有する鋼スラブに対し、熱間圧延を行った後に0.2~4°C/secの冷却速度で冷却することが好ましい。もし、上記冷却速度が4°C/secを超過すると、ベイナイトまたはマルテンサイトのような低温変態組織が生成される可能性があることから、フェライトとパーライトの混合組織を得ることが困難になる。よって、その上限を4°C/secに制限することが好ましい。但し、冷却速度が0.2°C/sec未満と低すぎると、パーライトが形成されるのではなく、炭化物が球状化されてフェライトに球状化炭化物がともに存在する組織が形成される。この場合、十分な硬度を確保できず、摩耗粒子がフェライトに直接に衝突する可能性がある。したがって、冷却速度が0.2°C/sec以上になるように制御することが好ましく、上記範囲に属する場合は空冷してもよい。また、冷却終了温度は、500°C以下に制限することが好ましい。冷却終了温度が500°Cを超過すると、全ての組織がオーステナイトからパーライト/フェライトの混合組織に変態するのではなく、変態せずにオーステナイトに残留する組織が現れるため、パーライト分率を十分に確保できなくなるという問題点があり得る。したがって、冷却終了温度を500°C以下に制限することが好ましい。以下では、実施例を通じて本発明を詳細に説明する。但し、これは、本発明をより完全に説明するためのもので、下記個別実施例によって本発明の権利範囲は制限されない。実施例まず、表1に示された組成を有する溶鋼を用意した後、連続鋳造を通じて鋼スラブを製造した。鋳造されたスラブは、全て一般の条件で熱間圧延した後、表2に示された条件で冷却を行うことで鋼板を製造した。上記のような条件で製造された鋼板に対して微細組織の構成を分析し、パーライト分率及び硬度を測定して下記表3に示し、耐摩耗性及び耐食性を評価するために、摩耗量及び分極抵抗値を測定した後、比較例1または6に対する比率で示した。また、低温靭性を評価するために、-45°Cにおいてシャルピー衝撃吸収エネルギーを測定し、その結果も下記表3に示した。発明例1から7は、発明鋼を用いており、熱間圧延後の冷却条件も本発明の範囲に全て属することから、パーライト分率が55~75、残部フェライトの混合組織が現れ、硬度も185~215Hvと示された。即ち、摩耗に対して抵抗できる十分な硬度値を有し、フェライト組織も25~45面積含んでいるため、変形収容力が優れることから、比較例1に対する摩耗量が35~57と非常に低く示され、耐摩耗性に優れることが確認できる。また、Niも本発明の範囲で含んでいるため、比較例6に対する分極抵抗値率が130~155と非常に高いことから、耐食性を示すことが確認できる。なお、Nb、Ti含量及び残圧下率も本発明の範囲に該当し、シャルピー衝撃吸収エネルギーが80J以上であることから、低温靭性に優れることが分かる。これに対し、比較例1、2、4及び9は、冷却速度が速すぎてベイナイトまたはマルテンサイトの低温変態組織が現れ、硬度が非常に大きい値を示す。これとは反対に、変形収容能力が良くないため、実際に、比較例1に対する摩耗量が95~120と非常に高く示され、耐摩耗性が良くないことが分かる。また、低温変態組織が現れることから、衝撃吸収エネルギー値も低く示され、特に比較例2は残圧下率が50に未達であるため、特に低温靭性が良くないことが確認できる。これとは反対に、比較例3は、冷却速度が遅すぎて炭化物がパーライトを形成せずに球状化されてフェライト及び球状炭化物がともに存在する組織が形成された。これにより、硬度値が135Hvと低く、比較例1に対する摩耗量も150と耐摩耗性が非常に良くないことが確認できる。比較例5は、冷却終了温度が600°Cで、500°Cを超過するため、オーステナイトが全て変態せずに残るようになって硬度値が120Hvと低く、比較例1に対する摩耗量も140と非常に高く示された。比較例6及び7は、炭素の含量が顕著に少なくてパーライト組織が殆どないためにフェライト単独組織が現れ、その結果、硬度が130Hvと低く、比較例1に対する摩耗量も125~135と非常に高く示された。特に、比較例6は、Niの含量が少なすぎて分極抵抗値が低く示されることから、耐食性が良くない。比較例8及び12は、マンガンの含量が高すぎてベイナイトのような低温変態組織が現れ、その結果、硬度が290Hvと高いが、変形収容能力が低下して比較例1に対する摩耗量が90~98と耐摩耗性が良くないことが確認できる。比較例10及び11は、炭素の含量が高すぎてパーライトの量が増加するにつれ、硬度が240~250Hvと増加したが、フェライトが8~10面積と小さく示され、変形収容能力が低下したことから、結果的に比較例1に対する摩耗量が70~80と発明例に比べて耐摩耗性が良くないことが確認できる。比較例13から15は、結晶粒の微細化に重要な影響を及ぼすNb、Tiの組成範囲が本発明の範囲から外れて結晶粒が粗大化されることが予想され、その結果、シャルピー衝撃吸収エネルギー値が非常に低く示され、低温靭性が良くないことが確認できる。また、本発明者は、パーライト分率及びビッカーズ硬度と摩耗性との関係をより明確に把握するために、鋼組成を変化させてパーライト面積分率及びビッカーズ硬度を変化させることにより、比較例1に対する摩耗量を確認する実験を行った。その結果、パーライト分率が50~80面積、ビッカーズ硬度が180~220Hvであるとき、比較例1に対する摩耗率が最も低く示され、耐摩耗性が最も優れていることが確認できた。"