質量で、炭素C0.01~0.12、マンガンMn0.1~0.5、リンP0.025以下0除外、硫黄S0.02以下0除外、アルミニウムAl0.03~0.15、ボロンB0.0005~0.0020、コバルトCo0.01~0.05、窒素N0.002~0.008を含有し、残部が鉄Fe及びその他の不可避な不純物からなる鋼で製造された熱延鋼板の表面にショットボールのサイズ0.10~0.40mm、ブラストの噴射速度40~65m/secでショットブラストを行うことを特徴とする、耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。前記鋼の成分は3.5≦[Bppm×Al×Co/N]≦18を満足するようにすることを特徴とする、請求項1に記載の耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。前記熱延鋼板は前記組成からなる鋼を860~950°Cで仕上げ圧延することを特徴とする、請求項1または2に記載の耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。前記熱延鋼板は前記仕上げ圧延した鋼を秒当り30~100°Cの冷却速度で冷却することを特徴とする、請求項3に記載の耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。前記熱延鋼板は前記冷却後に580~680°Cの温度で巻き取ることを特徴とする、請求項4に記載の耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。前記ショットブラストによって表面粗さ指数比Rmax/Raを12~23とすることを特徴とする、請求項1に記載の耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。質量で、炭素C0.01~0.12、マンガンMn0.1~0.5、リンP0.025以下、硫黄S0.02以下、アルミニウムAl0.03~0.15、ボロンB0.0005~0.0020、コバルトCo0.01~0.05、窒素N0.002~0.008を含有し、残部が鉄Fe及びその他の不可避な不純物からなる鋼で製造され、ショットブラスト処理によって表面粗さ指数比Rmax/Raが12~23であることを特徴とする、耐時効性に優れた熱延鋼板。前記鋼の成分は3.5≦[Bppm×Al×Co/N]≦18を満足することを特徴とする、請求項7に記載の耐時効性に優れた熱延鋼板。前記ショットブラスト処理によって生成された変形フェライト組織が前記熱延鋼板の厚さ方向に3~10を占めることを特徴とする、請求項7に記載の耐時効性に優れた熱延鋼板。本発明は、上述した従来の問題点を解決するために提案されたもので、その目的は、鋼成分のうちコバルトCo、ボロンBを添加すると同時に、製造プロセス及びショットブラスト条件などを最適化することにより、耐時効性だけでなく、加工性及び塗装性まで向上させることが可能な熱延鋼板の製造方法及びこれにより製造された熱延鋼板を提供することにある。上記目的を達成するために、本発明は、質量で、炭素C0.01~0.12、マンガンMn0.1~0.5、リンP0.025以下0除外、硫黄S0.02以下0除外、アルミニウムAl0.03~0.15、ボロンB0.0005~0.0020、コバルトCo0.01~0.05、窒素N0.002~0.008を含有し、残部が鉄Fe及びその他の不可避な不純物からなる鋼で製造された熱延鋼板の表面にショットボールのサイズ0.10~0.40mm、ブラストの噴射速度40~65m/secでショットブラストを行う、耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法を提供する。また、前記鋼の成分は3.5≦[Bppm×Al×Co/N]≦18を満足するようにすることが好ましい。また、前記熱延鋼板は、前記組成からなる鋼を860~950°Cで仕上げ圧延し、前記仕上げ圧延した鋼を秒当り30~100°Cの冷却速度で冷却し、前記冷却後に580~680°Cの温度で巻き取ることが好ましい。また、前記ショットブラストによって表面粗さ指数比Rmax/Raを12~23とすることが好ましい。一方、本発明によって製造された、耐時効性に優れた熱延鋼板は、質量で、炭素C0.01~0.12、マンガンMn0.1~0.5、リンP0.025以下、硫黄S0.02以下、アルミニウムAl0.03~0.15、ボロンB0.0005~0.0020、コバルトCo0.01~0.05、窒素N0.002~0.008を含有し、残部が鉄Fe及びその他の不可避な不純物からなる鋼で製造され、ショットブラスト処理によって表面粗さ指数比Rmax/Raが12~23である。また、前記鋼の成分は3.5≦[Bppm×Al×Co/N]≦18を満足することが好ましい。また、前記ショットブラスト処理によって生成された変形フェライト組織は、前記熱延鋼板の厚さ方向に3~10を占める。上述したように構成された本発明の熱延鋼板の製造方法によれば、適切な成分制御及び製造プロセスの最適化によって耐時効性を確保すると同時に、加工性及び塗装性を向上させて、家電や自動車などに使用される高付加価値の鋼板を製造することができるようにする。また、脱スケール性にも優れた酸洗作業の効率性を高めることができ、環境汚染防止及び工程短縮効果も同時に得ることができる。以下、本発明の技術構成をより詳細に説明する。上述したように、本発明の熱延鋼板は、耐時効性、加工性及び塗装性を同時に満足させて家電や自動車用に使用できる高付加価値の熱延鋼板について研究及び実験を重ねて本発明を完成させたものであって、本発明に係る鋼成分は次のように制御することが好ましい。炭素Cは、鋼板の強度向上のために添加される元素であって、含量が増加するほど引張及び降伏強度は増加するが、過剰添加されると、素材の加工性が低下するので、その上限を0.12に制限する。一方、炭素の含量が0.01未満であれば、製鋼の際に脱炭のために追加の操業時間が必要であるうえ、材質の急激な変化が発生するので、安定的な材質の確保が困るという問題がある。よって、炭素の含量は0.01~0.12に限定し、好ましくは0.02~0.08に管理することが良い。マンガンMnは、固溶強化元素として広く使用される元素であって、鋼の強度を高め且つ熱間加工性を向上させる重要な元素であるが、MnSの形成による素材の軟性及び加工性を阻害する元素である。マンガンの含量が少なければ、加工性は改善されるが、強度の確保が困るので、目標強度を確保するためには0.1以上添加しなければならない。これに対し、マンガンが過剰添加されると、合金元素の多量添加による経済性の低下及び中心偏析の発生要因になるので、上限は0.5に制限する。リンPは、鋼の強度向上及び耐食性を向上させる役割を果たす元素であって、これらの特性を確保するためには多量添加されることが好ましいが、鋳造の際に中心偏析を起こす元素であるから、多量添加する場合に加工性を低下させる要因となるので、その含量は0.025以下0除外に制限し、好ましくは0.005~0.015に管理することがよい。硫黄Sは、鋼中のMnと結合して腐食開始点の役割を果たす非金属介在物を形成するうえ、赤熱脆性の要因として作用するので、できる限りその含量を減少させることが好ましい。よって、硫黄の含量は0.02以下0場外に制限し、好ましくは0.01以下に管理することが良い。アルミニウムAlは、一般に溶鋼脱酸のために添加される元素であるが、鋼中の固溶元素と結合して時効特性を改善するので、その下限を0.03に制限し、過剰添加されると、鋼中の介在物量を増加させて表面欠陥を誘発するうえ、加工性を低下させるという問題点があるので、その上限は0.15に制限して管理範囲を0.03~0.15に限定する。ボロンBは、鋼中の固溶元素と結合して時効性を改善するうえ、硬化能向上元素として少量添加によっても素材の強度を高める効果を示す元素であるので、所望の材質特性を確保するためには少なくとも0.0005以上の添加が必要である。ところが、0.0020を超過すると、むしろ材質劣化及び延鋳の際に粒界亀裂の要因になるうえ、熱延鋼板の表面を粗くするという問題があるので、0.0005~0.0020に限定する。コバルトCoは、鋼中の析出物の形成を促進する元素であって、このような効果を得るためには少なくとも0.01以上添加されなければならない。ところが、コバルトが0.05を超えて添加されると、析出の促進に対する寄与効果より高価の合金元素の多量添加による製造コストのアップ要因として作用するから、その範囲を0.01~0.05に限定する。窒素Nは、鋼中の固溶状態で存在しながら材質の強化に有用な元素であるが、時効現象を起こす主な元素であるので、加工性を確保するためには一定量以下に管理することが必要であって、その上限線を0.008に制限する。また、0.002未満では、十分な剛性を得ることができず、析出物の形成のためのサイトが減少するので、下限は0.002に制限し、その管理範囲を0.002~0.008に限定する。析出物及び固溶相の分率を適切に管理してさらに優れた加工特性を確保するためには、3.5≦[Bppm×Al×Co/N]≦18に合金元素間の含量比を維持することが好ましい。[Bppm×Al×Co/N]が3.5より小さい場合は、固溶元素の発現によって高い耐時効性及び加工性の確保が困難であった。これに対し、[Bppm×Al×Co/N]が18より大きい場合は、加工性の確保は可能であるが、添加元素の過多による一部の表面欠陥及び生産性低下の要因として作用した。このような点から、合金元素間の含量比は3.5≦[Bppm×Al×Co/N]≦18に管理することが好ましい。以下、上述したように成分制御された鋼を用いて、本発明に係る熱延鋼板を製造する方法について詳細に説明する。まず、質量で、炭素C0.01~0.12、マンガンMn0.1~0.5、リンP0.025以下0除外、硫黄S0.02以下0除外、アルミニウムAl0.03~0.15、ボロンB0.0005~0.0020、コバルトCo0.01~0.05、窒素N0.002~0.008を含有し、残部が鉄Fe及びその他の不可避な不純物からなる鋼から通常の熱延プロセスにしたがって熱延鋼板を製造し、その熱延鋼板の表面にショットボールのサイズ0.10~0.40mm、ブラストの噴射速度40~65m/secでショットブラストを行う。このようなショットブラスト工程は、耐時効性を確保するための本発明の最も特徴的な技術構成中の一つであって、熱延鋼板の表面に適切な圧縮応力を導入して転位密度、その中でも可動転位密度が大幅増加した変形フェライト粒を新しく生成することにより、時効現象の主要原因となる固溶元素による転位の固着現象を減少させて耐時効性を向上させる。このような効果を達成するためには、ショットブラストに使用されるショットボールのサイズを0.10~0.40mmに制御することが好ましい。なぜなら、ショットボールのサイズが0.10mm未満の場合は、表面層の機械的剥離効果が小さくて適切な残留応力の効果を得ることが困難であり、ショットボールのサイズが0.40mmを超えると、表面の最大粗さが急激に上昇して加工の際に亀裂発生の要因として作用するためである。一方、ショットブラストの噴射速度は40~65m/secに制御することが好ましい。なぜなら、噴射速度が40m/sec未満の場合は、表面層に作用するショットボールの衝撃圧力が低いため、所望の耐時効性の確保が困難であり、噴射速度が65m/secを超えると、表面硬化層の深さが素材の厚さ方向に10を超えて不均一な加工を誘発する原因になるためである。本発明に係る機械的特性を確保するためには、ショットブラスト工程後の熱延鋼板の表面粗さ指数比Rmax/Raが12~23となるように制御することが好ましい。ここで、Rmaxは熱延鋼板の表面粗さ曲線中における最大点の高さを意味し、Raは中心線の平均表面粗さを意味する。表面粗さ指数比が12未満の場合は、適切な粗さの山と谷の比が確保されないことにより、有機物の吸着性が低下するうえ、素材の厚さ方向に残留応力分布が不十分であって耐時効性の確保が難しい。これに対し、表面粗さ指数比が23を超えると、吸着性の確保面において、飽和状態に到達しながら加工亀裂が発生し始めるから、その管理範囲を12~23にすることが好ましい。図1のaは転位密度が低い正常状態のフェライト粒を示し、図1のbは本発明に係るショットブラスト工程によって転位が集積して密度の高い網状の転位構造を有する変形フェライト粒を示す。ショットブラストによって生成される変形フェライト組織は、適切な耐時効性の確保のために前記熱延鋼板の厚さ方向に3~10を占めるように制御することが好ましい。変形フェライト組織が厚さ方向に3未満であれば、鋼中の固溶元素を十分に固着させることが可能な組織的特性を示さないことにより、目標とする耐時効性を確保することができず、変形フェライト組織が厚さ方向に10を超えると、加工及び後処理工程で材質の硬化要因として作用して加工性を劣化させる要因として作用するので、その管理範囲を3~10にすることが好ましい。以上説明したように、通常の熱延プロセスを介して製造された鋼板の表面に一定条件のショットブラスト工程を適用すると、耐時効性または加工特性に優れた熱延鋼板を製造することができる。ひいては、熱延プロセスを最適化すると、さらに優れた耐時効性、加工性および塗装性を有する熱延鋼板を製造することができるので、以下、最適化された熱延プロセスについて詳細に説明する。まず、本発明に係る熱延鋼板は、前記組成成分からなる鋼を860~950°Cで仕上げ圧延することが好ましい。仕上げ圧延温度が860°C未満の場合は、低温領域で熱間圧延が仕上げられることにより結晶粒の混粒化が急激に進んで圧延性及び加工性の低下をもたらす。これに反し、仕上げ圧延温度が950°Cを超えると、厚さ全般にわたって均一な熱間圧延が行われないため、結晶粒の微細化が不十分になり、結晶粒の粗大化に起因した衝撃靭性の低下が現れるので、前記仕上げ圧延温度の範囲は860~950°Cに管理することが好ましい。また、前記熱延鋼板は、前記仕上げ圧延した鋼をランアウトテーブルROT、Runouttableで秒当り30~100°Cの冷却速度で冷却することが好ましい。ROTにおける冷却速度が30°C/秒未満の場合は、動的結晶粒成長によって相対的に粗大な結晶粒が形成され、強度及び加工性を低下させる原因となる。これに反し、冷却速度が100°C/秒を超えると、幅方向の冷却不均一による材質バラツキ発生の要因として作用するので、前記冷却速度の範囲は30~100°C/秒に管理することが好ましい。最後に、前記熱延鋼板は、前記ROT段階で冷却した後に、580~680°Cの温度で巻き取ることが好ましい。巻取り温度が550°C未満の場合は、冷却及び維持する間に幅方向の温度不均一によって低温析出物の生成挙動が差異を示して材質のバラツキを誘発することにより、加工性に良くない影響を与える。これに反し、巻取り温度が680°Cを超えると、最終製品の組織が粗大なセメンタイト相を形成することにより、加工性及び耐食性が低下するという問題点が発生するので、前記巻取り温度の範囲は550~680°Cに管理することが好ましい。上述した本発明に係る耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法の技術的効果を調べるために、次のとおり実験を行った。まず、下記表1のような組成からなるそれぞれの鋼発明鋼3種、比較鋼3種を設け、1250°Cの加熱炉で2時間再加熱した後、表2に示された熱延条件によって熱間圧延を行った。そして、製造された各鋼種別物性及び機械的特性を測定した。結果を表3に示す。表1※元素間の成分比:[Bppm×Al×Co/N]表2表3表3において、塗装性は、塗装材の評価項目のうち、塗装密着性及び表面特性の両方とも優れた場合を良好、2つの特性の一方のみ優れた場合を普通、2つの特性の両方とも良くない場合を不良とそれぞれ表示した。加工性は曲げ加工試験片に対して亀裂長さを測定し、下記表4のように5段階に区分し、1段階を良好、2~3段階を普通、4~5段階を不良とそれぞれ表示した。表4耐時効性は鋼板加工後に表面曲がりが発生する程度によって区分し、これを表現する曲がり性指数を5段階に分けて比較的曲がり現象が微々たる1段階を良好、一部触感が感じられる2~3段階を普通、肉眼観察が可能な程度に曲がり現象が発生した4~5段階を不良とそれぞれ判定した。上述した基準に基づいて、表3に開示された実験結果をまとめると、次のとおりである。発明例1~5は本発明に係る鋼成分の制御、熱延プロセス及びショットブラスト工程条件を全て満足する場合である。全ての発明例で降伏点延伸現象が発生しておらず、表面粗さ指数比Rmax/Raも12~23内外であって管理範囲を満足し、加工の際に曲がり現象が発生しないため、優れた耐時効性を確保することができた。しかも、曲げ加工の際にも加工亀裂が発生しないため、高い加工性及び塗装性を示すので、優れた熱延鋼板及びメッキ用原板の製造が可能であった。発明例6~8は、本発明に係る鋼成分の制御発明鋼1、発明鋼2及びショットブラスト工程条件は満足したが、熱延プロセスを満足していない場合である。より詳しく説明すると、発明例6は仕上げ圧延温度を管理範囲より低い750°Cで行い、発明例7はROT工程における冷却速度を管理範囲より低い15°C/sで行い、発明例8は巻取り温度を管理範囲より低い400°Cで行った場合である。これらの発明例6~8は、一部の降伏点延伸現象は発生しが、依然として良好な耐時効性を示し、たとえ結晶粒の混粒化、固溶元素の析出、材質のバラツキなどにより加工性が少しは低下したが、高品質の要件を満足し、依然として良好な塗装性を有するので、家電や自動車などの高付加価値鋼板として使用可能であった。比較例1は、本発明に係る鋼成分の制御発明鋼1及び熱延プロセス条件を満足したが、ショットブラスト条件を満足していない場合である。より詳しくは、ショットブラスト条件でショットボールとして管理範囲より大きい0.91mmのものを使用し、管理範囲より大きい90m/secのショットブラスト速度で行った場合である。この場合、降伏点延伸現象が発生しないため、耐時効性の面では良好であるが、表面粗さの増加や内部硬化層の増加などにより加工性及び塗装性が全て低下して高品質が要求される熱延鋼板として使用するには不適であった。比較例2~7は、本発明に係る熱延プロセス条件及びショットブラスト条件を満足したが、鋼成分条件を満足していない鋼種比較鋼1~6を使用した場合である。大部分の場合に降伏点延伸現象の抑制が難しくて耐時効性が低下し、加工の際に曲がり現象の発生により本発明に係る加工及び塗装特性を満足することができなかった。しかも、元素間の成分比[Bppm×Al×Co/N]が0.00であり、炭窒化物形成元素であるTiを含んでいない比較例2をみれば、全体的に時効現象の発生による加工性の確保が困るうえ、強度も低くて加工の際に形状凍結性が劣化するという問題点が発生した。これに対し、元素間の成分比[Bppm×Al×Co/N]が0.00であり、炭窒化物形成元素であるTiを含む比較例3は強度の確保は可能であるが、本発明に係る製造プロセス及びショットブラスト条件を適用しても、目標とする耐時効性及び塗装性を確保することができなかった。最後に、図2は発明鋼1を用いて表面粗さ指数比による耐時効性フルーティング指数で表現および加工性加工時の亀裂発生敏感度で表現の変化を測定したグラフである。目標とする耐時効性及び加工性を満足するためには、フルーティング指数を2以下、亀裂発生敏感度を0.5以下にそれぞれ管理することが好ましい。本発明に係る表面粗さ指数比の管理範囲を12~23に調節すると、フルーティング指数及び亀裂発生敏感度に優れた挙動を示す。これに反し、前記管理範囲より低い領域ではフルーティング指数が2以上であって加工の際に曲がり現象が発生する問題点、前記権利範囲より高い領域では耐時効性は飽和数値を示すものの、加工亀裂が発生する問題点を確認することができた。