質量で、C0016~007、Si01以下、Mn005~05、P003以下、S003以下、SolAl002~01、N0005以下、Ti0005~003を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、平均結晶粒径が13μm以下で、かつ時効指数AIが10MPa以下であることを特徴とする冷間圧延の素材用の熱延鋼板。さらに、質量でB00003~00030を含むことを特徴とする請求項1に記載の冷間圧延の素材用の熱延鋼板請求項1または2に記載の化学組成を有する鋼のスラブに、仕上温度Ar3変態点~、最終パスでの圧下率20以上とする熱間圧延を施した後、04秒以内に10°C秒以上の冷却速度で700°C以下まで冷却し、450~650°Cの巻取温度でコイル状に巻取ることを特徴とする冷間圧延の素材用の熱延鋼板の製造方法。巻取り後のコイル状の鋼板を水冷することを特徴とする請求項3に記載の冷間圧延の素材用の熱延鋼板の製造方法。しかしながら、特許文献1や2に記載されたCやNといったガス成分量の低い熱延鋼板に関する技術では、製鋼時に真空脱ガス処理を施す必要があり、製造コスト増を避けられない。また、圧延能力の小さい冷間圧延ミルを用いて、板厚が03mm以下の冷間圧延ままの鋼板やそれに表面処理を施した鋼板を製造するには、素材の熱延鋼板の板厚を3mm以下にする必要があるが、CやN量の低い場合はAr3変態点以上の仕上温度の確保が難しく、板厚方向に不均一なミクロ組織が形成されやすく、冷間圧延性を阻害する。特許文献3に記載されたα圧延の技術では、熱延鋼板の強度が仕上温度や巻取温度の影響を受けやすく、安定して薄ゲージ化ができない。本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、圧延能力の小さい冷間圧延ミルでも薄物の冷間圧延ままの鋼板やそれに表面処理を施した鋼板を安価に製造することができる素材の熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。上述したように、従来の技術では、冷間圧延荷重を低減するために、素材である熱延鋼板を軟質化することに重きを置いて検討されている。しかし、本発明者等は、軟質な熱延鋼板を用いても、冷間圧延荷重が高くなる場合があり、その原因が、熱延鋼板の強度には大きくは影響しない少量の固溶CやNであることを見出した。また、安価な元素であるTiを添加すれば、巻取温度がばらついたり、生産性を高めるために巻取ったコイルを水冷しても、固溶CやNがほとんど存在せず、安定して冷間圧延荷重を低減できる、すなわち、冷間圧延による強度上昇を抑制し、冷間圧延荷重を低減できることを見出した。次に、本発明の基礎となった実験結果について説明する。質量で、C0002~005、Si0015、Mn015、P0012、S0008、SolAl0035、N0003を含有した鋼を用いて、加熱温度1250°Cで加熱後、仕上温度920°Cで熱間圧延し、巻取温度650°Cで巻取った後、放冷し、酸洗後、伸長率1の調質圧延を行い、熱延鋼板を得た。そして、この熱延鋼板を、圧下率78で冷間圧延し、冷間圧延ままの鋼板を得た。得られた熱延鋼板および冷間圧延ままの鋼板から、圧延方向を長手方向とするJIS5号引張試験片を採取し、JISZ2241に準拠して引張試験を行い、引張強度TSを求めた。熱延鋼板については、固溶C、N量を評価するために、圧延方向を長手方向とするJIS5号引張試験片を用いて、引張り加工により75予歪みを付与した後、100°C×30分の熱処理を行い、熱処理前後の強度差で定義される時効指数AIを求めた。また、熱延鋼板のミクロ組織を観察し、JISG0552に記載の切断法によって平均結晶粒径を求めた。図1に、熱延鋼板の平均結晶粒径と熱延鋼板のTSおよび冷間圧延ままの鋼板のTSとの関係を示す。図2に、熱延鋼板のAIと冷間圧延ままの鋼板のTSとの関係を示す。図1から明らかなように、熱延鋼板のTSは平均結晶粒径に依存しており、C含有量が0016未満と少なく、平均結晶粒径が大きな場合に低くなる。しかし、これら熱延鋼板を冷間圧延した後の鋼板のTSは、上記熱延鋼板のTSとは逆に、熱延鋼板の平均結晶粒径を13μm以下にすることにより低い値が得られる。また、図2から明らかなように、過飽和度が低いためにセメンタイトの析出しにくいC0016の場合は、C≧0016の場合に比べ熱延鋼板のAIが高く、冷間圧延ままの鋼板のTSが高い。この理由は明確ではないが、熱延鋼板のTSは引張試験で得られる高々03程度の歪みでのTSであるのに対し、冷間圧延ままの鋼板のTSは18もの高歪みでのTSであるため、固溶C、Nは高歪み域でより大きな加工硬化能を発揮し、冷間圧延ままの鋼板のTSを大きくしてしまうためと推測される。すなわち、冷間圧延ままの鋼板のTSを低下させるには、このような固溶C量、N量を少なくし、熱延鋼板のAIを10MPa以下と小さくことが有利である。本発明は、以上のような知見に基づきなされたもので、質量で、C0016~007、Si01以下、Mn005~05、P003以下、S003以下、SolAl002~01、N0005以下、Ti0005~003を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、平均結晶粒径が13μm以下で、かつ時効指数AIが10MPa以下であることを特徴とする冷間圧延の素材用の熱延鋼板を提供する。本発明の熱延鋼板では、さらに、質量でB00003~00030を含むことができる。本発明の熱延鋼板は、上記の化学組成を有する鋼のスラブに、仕上温度Ar3変態点~、最終パスでの圧下率20以上とする熱間圧延を施した後、04秒以内に10°C秒以上の冷却速度で700°C以下まで冷却し、450~650°Cの巻取温度でコイル状に巻取ることを特徴とする方法により製造できる。このとき、巻取り後のコイル状の鋼板を水冷することが好ましい。本発明により、圧延能力の小さい冷間圧延ミルでも薄物の冷間圧延ままの鋼板やそれに表面処理を施した鋼板を安価に製造することができるようになった。本発明の熱延鋼板を用いて製造される薄物の冷間圧延ままの鋼板やそれに表面処理を施した鋼板は、壁材や屋根材などの建材の低コスト化に大きく寄与できる。以下に、本発明の詳細を説明する。なお、以下のは、特に断らない限り質量を表す。1化学組成C0016~007C量が007を超えるとセメンタイトが多量に生成し、冷間圧延荷重を高める。一方、C量が0016未満では、過飽和度が低いためにセメンタイトが析出しにくく、Cが固溶状態で残存して冷間圧延荷重を高める。したがって、C量は0016~007とする。Si01以下Si量が01を超えると強度が上がり、冷間圧延荷重を高める。したがって、Si量は01以下とする。なお、Si量の下限は特に規定する必要はないが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、0001とすることが望ましい。Mn005~05MnはSをMnSとして固定し、熱間延性を向上させる働きがあることから、その量は005以上にする必要がある。しかし、Mn量が05を超えると鋼の硬質化をもたらし、冷間圧延荷重を高める。したがって、Mn量は005~05とする。P003以下Pは固溶強化元素であり、その量が003を超えると鋼の硬質化をもたらし、冷間圧延荷重を高める。したがって、P量は003以下とする。その下限は特に規定する必要はないが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、0001とすることが望ましい。S003以下Sは熱間延性を阻害する元素であり、その量が003を超えるとコイルエッジに耳割れが生じる。したがって、S量は003以下とする。その下限は特に規定する必要はないが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、0001とすることが望ましい。SolAl002~01Alは、Tiで固定されないNをAlNとして固定することで固溶Nを低減し、冷間圧延荷重を低減する効果を有する。こうした効果を得るには、SolAl量を002以上にする必要がある。しかし、その量が01を超えると製造コストの上昇を招く。したがって、SolAl量は002~01とする。N0005以下Nは熱延鋼板中に固溶状態で残留しやすく、冷間圧延荷重を高めることから、その量は0005以下にする必要がある。その下限は特に規定する必要はないが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、0001とすることが望ましく、0002とすることがより望ましい。Ti0005~003Tiは強力な窒化物形成元素であるため、TiNとしてNを固定し、固溶Nを低減することによって冷間圧延荷重を低減する。こうした効果を得るには、Ti量を0005以上にする必要がある。しかし、その量が003を超えると微細なTiCが析出し、冷間圧延荷重を高める。したがって、Ti量は0005~003とする。残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、本発明の熱延鋼板は、上記成分組成に加え、下記の理由によりB00003~00030を含むこともできる。B00003~00030Bは、Tiと同様、強力な窒化物形成元素であるため、BNとしてNを固定し、固溶Nを低減することによって冷間圧延荷重を低減する。こうした効果を得るには、B量を00003以上にする必要がある。しかし、その量が00030を超えると鉄の硼化物を生成し、冷間圧延荷重を高める。したがって、B量は00003~00030とする。2平均結晶粒径13μm以下図1に示したように、冷間圧延ままの鋼板のTSを低下させるには、熱延鋼板の平均結晶粒径を13μm以下にすることが効果的である。これは、平均結晶粒径を小さくすることによって、セメンタイトの析出サイトである結晶粒界が増え、固溶Cが低減するためと考えられる。特に、巻取ったコイル状の鋼板の水冷時にもセメンタイトを析出させるには、平均結晶粒径を13μm以下にすることが効果的である。より好ましくは12μm未満である。3AI10MPa以下AIは固溶C量、固溶N量の指標であり、図2に示したように、冷間圧延ままの鋼板のTSを低下させるには、熱延鋼板のAIを10MPa以下にすることが効果的であるが、これは、AIを10MPa以下にすることによって、固溶C量や固溶N量が少なくなるためと考えられる。4製造方法本発明の熱延鋼板は、上記の化学組成を有する鋼のスラブを、以下の条件で熱間圧延することによって製造できる。仕上温度Ar3変態点~の温度範囲、最終パスの圧下率20以上熱間圧延の最終パスの出側温度である仕上温度がAr3変態点未満の場合は、板厚方向に不均質なミクロ組織が生じやすく、冷間圧延後に板厚バラツキが生じやすくなる。なお、ここで最終パスとは、熱間圧延における最終圧延スタンドでの圧延を意味する。一方、仕上温度がを超えたり、最終パスの圧下率が20未満の場合は、最終パス後にγ域において再結晶により粗大な結晶粒が生成し、変態後も13μmを超える平均結晶粒径の組織を有する熱延鋼板となり、セメンタイトの析出サイトである結晶粒界が減って冷間圧延加重が高くなる。したがって、仕上温度をAr3変態点~の温度範囲とし、最終パスでの圧下率を20以上とする必要がある。熱間圧延後の冷却04秒以内に10°C秒以上の冷却速度で700°C以下まで冷却熱間圧延後、すなわち上記した熱間圧延における最終パス後にただちに冷却を開始せず放冷された場合は、放冷中に結晶粒成長して13μmを超える平均結晶粒径の組織を有する熱延鋼板となり、セメンタイトの析出サイトである結晶粒界が減って冷間圧延加重が高くなる。また、冷却速度が10°C秒未満と遅い場合も同様に冷間圧延荷重が高くなる。したがって、熱間圧延後はただちに、すなわち04秒以内に10°C秒以上の速度で冷却する必要がある。冷却は結晶粒成長速度が速い700°C以下まで行う必要がある。巻取温度450~650°C巻取温度が650°Cを超えるとスケール欠陥が発生しやすくなる。また、巻取温度が450°C未満だとコイル形状が乱れやすくなる。そのため、巻取温度は450~650°Cとする。なお、本発明のように、Tiを添加してNを固定し、平均結晶粒径を13μm以下としてセメンタイトの析出サイトを増やした鋼板では、巻取ったコイルを水冷しても、その冷却中にCが十分に析出し、固溶C量を低減できるため、生産性を高める観点から巻取り後のコイルを水冷することが好ましい。熱間圧延に先立つ加熱における温度は、仕上温度が確保できる程度の温度、一般的には1050°C以上であればよい。本発明の熱延鋼板は、酸洗材であっても黒皮ままであっても、その特性が変わることはない。また、酸洗性の向上や形状矯正などを目的とした調質圧延やレベリングなどを行ってもその特性は変わらない。また、本発明の熱延鋼板は、冷延鋼板あるいは表面処理鋼板とするため、冷間圧延が施される。本発明の熱延鋼板は、冷間圧延性を良好としているため、冷間圧延の圧下率を95程度と非常に大きくして、板厚05mm以下の薄物の冷延鋼板を製造する場合においても、問題なく圧延することができる。なお、一般に薄物冷延鋼板の冷間圧延の圧下率は60以上である。上記したように、本発明の熱延鋼板は冷間圧延性が良好であるため、特に薄物の冷間圧延ままの冷延鋼板あるいは冷間圧延ままの冷延鋼板に表面処理を施した表面処理鋼板の冷間圧延の素材用の熱延鋼板として好ましく用いることができる。表1に示す化学組成の鋼番1~7の鋼を溶製し、スラブとした後、1200°Cに加熱し、表2に示す熱延条件で熱間圧延を行って板厚18mmの熱延鋼板A~Gを作製した。ここで、表1のAr3変態点は、下記の式により求めた。Ar3変態点901325×C33×Si92×Mn287×Pただし、Mは元素Mの含有量を表す。次に、得られた熱延鋼板を、酸洗後、伸長率1の調質圧延を施し、上記の方法で平均結晶粒径とAIの測定を行った。また、酸洗後の熱延鋼板を80の圧下率で冷間圧延して冷延圧延ままの鋼板を作製し、上記の方法で冷間圧延ままの鋼板のTSの測定を行った。結果を表2に示す。本発明例である熱延鋼板B、Eは、冷間圧延ままのTSが700MPa以下と軟質であり、冷間圧延荷重を低減できることがわかる。一方、比較例である熱延鋼板Aは、平均結晶粒径が大きく、セメンタイトが十分に析出しないためAIが高くなり、また、熱延鋼板C、D、Fは、固溶Nが存在するためにAIが高くなり、冷間圧延ままのTSが700MPaを超えて硬質であり、冷間圧延荷重を低減できない。Tiの含有量が0053と多い熱延鋼板Gは、微細なTiCが析出するため、冷間圧延ままのTSが700MPaを超えて硬質であり、冷間圧延荷重を低減できない。