質量で、C0003以下、Si002以下、Mn005~060、P002以下、S002以下、Al001~010、N00010~00050、Nb0001~005、B00005~0002を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板厚中央部において、112方位の集積強度/111方位の集積強度≧10であり、圧延方向から90°方向の引張強度が550~800MPa、圧延方向から90°方向のヤング率が230GPa以上であることを特徴とする高強度缶用鋼板。質量で、C0003以下、Si002以下、Mn005~060、P002以下、S002以下、Al001~010、N00010~00050、Nb0001~005、B00005~0002を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板厚中央部において、112方位の集積強度/111方位の集積強度≧10であり、圧延方向の引張強度が550~750MPa、圧延方向から90°方向の引張強度が550~800MPaであり、圧延方向のヤング率が210GPa以上、圧延方向から90°方向のヤング率が230GPa以上であることを特徴とする高強度缶用鋼板。圧延方向の全伸びが5以上、かつ、圧延方向から90°方向の全伸びが2以上であることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度缶用鋼板。曲げ半径比r/t≧05r:曲げ半径[mm]、t:鋼板板厚[mm]を満足することを特徴とする請求項1~3のいずれか一項に記載の高強度缶用鋼板。請求項1または2に記載の化学成分を有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、粗圧延し、850~960°Cの熱間仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、550~750°Cの温度で巻き取り、酸洗し、80以上の圧延率で冷間圧延を行い、引き続き、520~700°Cの温度で焼鈍を行い、調質圧延を行うことを特徴とする高強度缶用鋼板の製造方法。しかしながら、上記従来技術は、いずれも問題点を抱えている。例えば、特許文献3、特許文献4、特許文献6、特許文献7では、熱延時にAr3変態点以下で仕上げ圧延を行う必要がある。確かにAr3変態点以下で仕上げ圧延を行うと、熱延材のフェライト粒径は大きくなり、特許文献3で示されている第3図のように熱延後の鋼の強度は低下するので、鋼自体の強度を低下させる方法として有効である。しかし、中央部より冷却速度の速いエッジ部は仕上げ圧延時の温度が低くなる傾向があり、仕上げ圧延時に導入された歪が再結晶や回復で解放されずにエッジ部の強度を高くする傾向がある。そのため、中央部とエッジ部の強度差が大きくなり、幅方向に均一な熱延板が得られにくいことから、現状の操業で均一なものを得ることは困難である。特許文献4では、冷間圧延後200~500°Cで10分間以上焼鈍して歪をとることでYSが640~680MPaの鋼を得ている。しかし、連続焼鈍炉で10分間以上焼鈍をするとなるとラインスピードを低速にしなければならず、生産性を著しく低下させる。特許文献5や特許文献6では400°C以上再結晶温度以下で焼鈍することを特徴としているが、得られる鋼の強度はロックウェル硬さで65~70程度であり、本発明で目的としている強度レベルの鋼を得るためには焼鈍温度を低下する必要がある。そのため、通常の缶用材料で製造している焼鈍温度では得ることができないため、焼鈍サイクルを別途設ける必要があり、生産性が低下する。特許文献8では、圧延方向を途中で直角に変更しているが、薄鋼板では鋼片を一方向に圧延し鋼帯とした後、連続焼鈍ラインやめっきラインを通板する製造方法が一般的である。よって、圧延の方向を途中で変更する製造方法は現実的ではない。特許文献9では、熱間圧延時に圧延温度の制御や上下ロールの周速差を利用することでせん断層へのひずみを導入することで集合組織の制御を行っており、製造時に生産能率ダウンなどの問題が発生する。本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、例えば溶接缶等に適用され、特に強度と一方向の高ヤング率が要求される缶用鋼板に好適に用いられ、薄肉化して使用しても溶接缶の耐圧強度を高く保つことが可能な高強度な缶用鋼板およびその製造方法を提案することを目的とする。上記に示したように、DR法では、強度は上昇するものの伸びが著しく劣化し、強度と伸びのバランスが悪化する。そのため高強度化に伴い、製缶工程のフランジ加工にて伸びの不足による破断が発生するなど問題がある。また、固溶強化および析出強化のような方法は、冷間圧延時に薄肉化のエネルギーを多大に使用するため生産能率が大幅にダウンするなどの問題がある。そこで、本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を行った。その結果、以下の知見を得た。回復焼鈍で強度を低下させて目的の強度を得ることを前提に、成分組成、製造条件の適正化を検討した。その結果、Ar3変態点以上の温度で仕上げ圧延を行うことで鋼帯幅方向の中央部とエッジ部で強度差がない均一な熱延鋼板が得られること、520~700°Cの温度で焼鈍を行うことで、回復段階で目的の強度レベルまで低下させ、さらに、圧延組織を残存させ集合組織を形成しαファイバーの集積を高めることで圧延方向から0°と90°方向で高ヤング率を有する鋼板が得られることを知見した。これらは本発明の特徴であり、主要な要件である。本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。[1]質量で、C0003以下、Si002以下、Mn005~060、P002以下、S002以下、Al001~010、N00010~00050、Nb0001~005、B00005~0002を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板厚中央部において、112方位の集積強度/111方位の集積強度≧10であり、圧延方向から90°方向の引張強度が550~800MPa、圧延方向から90°方向のヤング率が230GPa以上であることを特徴とする高強度缶用鋼板。[2]質量で、C0003以下、Si002以下、Mn005~060、P002以下、S002以下、Al001~010、N00010~00050、Nb0001~005、B00005~0002を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板厚中央部において、112方位の集積強度/111方位の集積強度≧10であり、圧延方向の引張強度が550~750MPa、圧延方向から90°方向の引張強度が550~800MPaであり、圧延方向のヤング率が210GPa以上、圧延方向から90°方向のヤング率が230GPa以上であることを特徴とする高強度缶用鋼板。[3]圧延方向の全伸びが5以上、かつ、圧延方向から90°方向の全伸びが2以上であることを特徴とする前記[1]または[2]に記載の高強度缶用鋼板。[4]曲げ半径比r/t≧05r:曲げ半径[mm]、t:鋼板板厚[mm]を満足することを特徴とする前記[1]~[3]のいずれか一項に記載の高強度缶用鋼板。[5]前記[1]または[2]に記載の化学成分を有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、粗圧延し、850~960°Cの熱間仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、550~750°Cの温度で巻き取り、酸洗し、80以上の圧延率で冷間圧延を行い、引き続き、520~700°Cの温度で焼鈍を行い、調質圧延を行うことを特徴とする高強度缶用鋼板の製造方法。なお、本明細書において、鋼の成分を示すは、すべて質量である。本発明によれば、圧延方向で550~750MPa、圧延方向から90°方向で550~800MPaの引張強度を有し、圧延方向で210Gpa、圧延方向から90°方向で230GPa以上の高ヤング率を有し、さらには、圧延方向の全伸びが5以上かつ圧延方向から90°方向の全伸びが2以上有する缶用鋼板が得られる。さらに、本発明の製造方法は、極低炭素鋼にNbとBを添加することにより再結晶開始温度が上昇しているために、通常の低炭素缶用鋼板と同じ温度域で回復焼鈍が可能となり、エネルギーコストを削減することが可能となる。その結果、生産性を阻害することなく、上記缶用鋼板を製造することが可能となる。さらに、本発明では、焼鈍温度による強度変化が小さい温度域で焼鈍を行うため、焼鈍温度にばらつきが生じても幅方向に均一な強度レベルの缶用鋼板が得られる。そして、本発明の缶用鋼板は、薄肉化しても耐圧強度が確保できる溶接缶に使用可能であり高ヤング率によりさらなる薄肉化が可能となる。さらに、高ヤング率化の効果としてスプリングバックが小さくなり、優れたロールフォーミング性を有する。延性が従来DR材よりも優れており、特に溶接缶のフランジ成形や曲げ加工において成形性に優れる。以下、本発明を詳細に説明する。本発明の缶用鋼板は、引張強度以下、TSと称することがあるが圧延方向で550~750MPa、圧延方向から90°方向で550~800MPaであり、112方位の集積強度/111方位の集積強度の値が10以上と集合組織を制御することで、圧延方向で210Gpa、圧延方向から90°方向で230GPa以上の高ヤング率とした缶用鋼板である。そして、このような缶用鋼板は、850~960°Cの熱間仕上圧延温度で熱間仕上圧延を行い、550~750°Cの温度で巻き取った後、酸洗し、80以上の圧延率で冷間圧延を行い、520~700°Cの温度で焼鈍を行うことで製造可能となる。これらは、本発明の最も重要な要件である。本発明の缶用鋼板の成分組成について説明する。C0003以下本発明の缶用鋼板は、冷間圧延で導入される歪で高強度化し、焼鈍温度は再結晶開始温度以下とし焼鈍後に圧延組織を残存させてDR材並みの強度を確保することを特徴とする。さらに効率的に生産するためには再結晶温度を上昇させ、C量を低減する必要がある。延性に関しても、Cが多すぎると缶成形時に必要な局部延性を十分に得ることができなくなる。また、残存固溶炭素量が増加すると、製缶の最終工程である巻き締め部の伸びフランジ成形時に割れを生じたり、加工硬化量についても大きくなるためネック加工やフランジ加工をする際にしわが発生したりする恐れがある。以上より、C含有量は0003以下とする。Si:002以下Siは固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であるが、多量に添加するとめっき性を損ない、耐食性が著しく低下する。よって、Si含有量は002以下とする。Mn005~060Mn含有量が005を下回ると、S含有量を低下させた場合でも、熱間脆性を回避することが困難となり、熱間圧延時に表面割れ等の問題が生じる。よって、Mnの下限は005とする。一方、Mnは固溶強化により鋼の強度を増加させ、結晶粒径を小さくする。しかしながら、JISG3303に規定されたとりべ分析値やアメリカ合衆国材料試験協会規格ASTMのとりべ分析値において、通常の食品容器に用いられるぶりき原板のMn量上限は060以下と規定されている。060を超えると、表面へ濃化してMn酸化物を生成し、耐食性に悪影響を及ぼす。このため、Mn含有量の上限は060とする。P002以下Pは、多量に添加すると、鋼の硬質化、耐食性の低下を引き起こす。また過度に低減してもその効果が飽和することに加え、製造コストの上昇につながるため望ましくない。よって、P含有量の上限は002とする。S002以下Sは、鋼中でMnと結合してMnSを形成し、多量に析出することで鋼の熱間延性を低下させる。よって、Sの上限は002とする。Al001~010Alは、脱酸剤として添加される元素である。また、NとAlNを形成することにより、鋼中の固溶Nを減少させる効果を有する。しかし、Alの含有量が001未満では、十分な脱酸効果や固溶N低減効果が得られない。一方、010を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、製造コストが上昇することや表面欠陥の発生率が増大するなどの問題が生ずる。よって、Al含有量は001以上010以下とする。N00010~00050Nは、AlやNb等と結合し窒化物や炭窒化物を形成し熱間延性を害するため、少ないほど好ましい。また、Nは固容強化元素の一つであり、多量に添加すると鋼の硬質化につながり伸びが著しく低下して成形性を悪化させる。よってN量の上限は00050とする。一方、Nを安定して00010未満とするのは難しく、製造コストも上昇する。よって、N含有量は00010以上00050以下とする。Nb0001~005Nbは炭化物生成能の高い元素であり、生成された炭化物による粒界のピン止めによって再結晶温度が上昇する。従って、Nb添加量を変化させることで、鋼の再結晶温度を変えて、随時目的の温度で焼鈍することが可能となる。また、焼鈍温度を随時変えられることで鋼種が異なる他の鋼板と焼鈍の機会を合わせることもでき、生産性の面から非常に効率的である。しかし、005超えで含有すると、再結晶温度が高くなりすぎて、CAL通板性が低下する。また、炭化物の析出強化により目標の強度より高くなる。よって、Nb含有量は005以下とする。基本的に、本発明では鋼板強度の高くなる元素は添加しないが、Nbについては焼鈍温度の観点から添加する必要があり、005以下であれば、むしろ添加量を調整することでNbの析出強化を利用して所望の強度にすることが可能である。また、Nb添加は、溶接時の再結晶を抑制することで、溶接強度が低下するのを防止することにも有効である。一方、Nb含有量が0001未満では、上記の効果を発揮することができないため、0001を下限とする。B00005~0002Bは再結晶温度を上昇させる元素である。従って、Nb添加と同様の理由でBを添加する。しかし、過剰に添加すると熱間圧延時にオーステナイト域での再結晶を阻害し圧延荷重を大きくしなければならないため、上限は0002とする。また、00005未満では再結晶温度を上昇させることはできないので、00005を下限とする。残部はFeおよび不可避不純物とする。次に、本発明の缶用鋼板の機械的性質について説明する。集合組織板厚中央部において、112方位の集積強度/111方位の集積強度≧10本発明では再結晶粒が発生しない圧延組織とするため、が圧延方向に平行な集合組織、いわゆるαファイバーが発達した組織とする。特に{112}方位の集積が高まると圧延方向と圧延方向から90°方向のヤング率が高まる。この{112}方位は、冷間圧延時の圧延率が90付近となるときに、顕著に発達する圧延集合組織である。一方、再結晶時には、{112}方位の集積は減少し、{554}方位およびγファイバーである{111}方位が発達する。よって、冷間圧延時の圧延率を高めて{112}方位の集積を高め、その後、{111}方位が高まる再結晶現象を発生しない温度域で焼鈍することで、圧延方向と圧延方向から90°方向のヤング率が高い鋼板を得ることができる。以上より、本発明では、板厚中央部において、112方位の集積強度/111方位の集積強度≧10となるよう集合組織を制御し、圧延方向のヤング率が210GPa以上、圧延方向から90°方向のヤング率が230GPa以上の鋼板を得ることとする。なお、上記112方位の集積強度/111方位の集積強度は、減厚加工および歪除去を目的とした化学研磨シュウ酸エッチングを行い、次いで研磨した板厚12の位置にてX線回折装置を用いて集合組織を測定し、評価することができる。詳細は実施例に後述する。引張強度引張強度は、蓋の耐圧強度や缶の突き刺し強度および缶体強度を確保するために必要である。また、本発明は、DR法で製造された缶用鋼板のコストダウンとしてDR工程の省略を可能にするものである。そして、本発明では、再結晶現象が発生しない温度域で回復により圧延組織を軟化させて強度をコントロールし、従来DR材相当の機械特性が得られるため、現行のDR8~9として使用されている用途に対し、代替が可能とする。よって、DR8~9相当の強度として、引張強度は、圧延方向で550~750MPa、圧延方向から90°方向で550~800MPaとする。なお、引張強度は、JISZ2241に示される金属材料引張試験方法により測定することができる。圧延方向のヤング率が210GPa以上、圧延方向から90°方向のヤング率が230GPa以上本発明の缶用鋼板は、溶接缶の缶胴部に好適に用いられる。圧延方向のヤング率が210GPa以上、圧延方向から90°方向のヤング率を230GPa以上として、溶接缶胴の周方向が圧延方向から0°および90°方向となるように適用することで、薄肉化された鋼板でも缶体強度を確保できる。従来の缶用鋼板は210GPa未満であるため、溶接缶胴に圧延方向から0°および90°方向のどちらに適用しても従来以上の缶体の剛性が得られ、缶体強度をアップさせることができる。以上より、圧延方向のヤング率が210GPa以上、圧延方向から90°方向のヤング率が230GPa以上とする。全伸び圧延方向:5以上、圧延方向から90°方向:2以上好適条件溶接缶のフランジ成形性など曲げ成形をされる用途については従来以上に全伸びが求められる。特にフランジ割れの発生率と全伸びは相関がある。本発明では、圧延まま組織を回復現象により歪みを開放し従来のDR材以上の延性を得ることとし、従来のDR材の全伸びが2未満であることを考慮すると、全伸びは少なくとも2以上とする。圧延方向の全伸びを5以上、圧延方向から90°方向の全伸びを2以上とすることでフランジ割れ発生率を従来以下に低減することができる。曲げ半径比r/t≧05r:曲げ半径[mm]、t:鋼板板厚[mm]好適条件曲げ加工性は、一般的に曲げ半径と鋼板板厚の比で評価される。r/t≧05とすることで180°曲げ加工しても割れが発生せず、曲げ特性に優れることになる。蓋に使用されるプルタブは開缶時にスコア切れ目を破壊するまで変形しないことが必要とされ、高い鋼板強度や端面を曲げ加工などで剛性を確保している。またPC、ゲーム機器、家電製品などの内部に使用されるシャーシは、成形や固定のネジ止め部などで曲げ加工が行われる。曲げ特性に優れる本発明をプルタブや電子部品のシャーシに適用することで、従来DR材より割れ発生率を低減できる。次に、本発明の缶用鋼板の製造方法について説明する。本発明の缶用鋼板は、上記組成からなる鋼を連続鋳造によりスラブとし、粗圧延し、850~960°Cの熱間仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、550~750°Cの温度で巻き取り、酸洗し、80以上の圧延率で冷間圧延を行い、引き続き、520~700°Cの温度で焼鈍を行い、調質圧延を行うことで製造される。転炉等を用いた通常公知の溶製方法により溶製することができる。また、連続鋳造法等の通常用いられる鋳造方法で圧延素材とする。この時、スラブ再加熱温度1050~1300°Cが好ましい。熱間圧延前のスラブ再加熱温度は、特に条件は規定しないが、加熱温度が高すぎると製品表面の欠陥や、エネルギーコストが上昇するなどの問題が発生する場合がある。一方、低すぎると、最終仕上圧延温度の確保が難しくなる。熱間圧延により、熱延板とする。圧延開始時には、圧延素材が、1250°C以上になるのが好ましい。熱間仕上圧延温度850~960°C熱間仕上圧延温度は、熱延鋼板の結晶粒微細化や析出物分布の均一性の観点から、Ar3変態点以上とする。一方、仕上圧延温度が高すぎても、圧延後のγ粒粒成長がより激しく起こり、それに伴う粗大γ粒により変態後のα粒の粗大化を招く。具体的には、仕上圧延温度は850~960°Cの範囲とする。850°Cより低い場合は、Ar3変態点以下の圧延となり、α粒の粗大化を招く。よって、仕上圧延温度を850°C以上960°C以下、好ましくは870°C以上930°C以下とする。巻取温度550~750°C巻取温度が550°Cより低い温度域では硬化するもののフェライトの粗大粒と微細粒が混在し、材質が不均一となる。一方、750°Cよりも高くなると、鋼板のスケール厚みが顕著に増大し、次工程の酸洗時の脱スケール性が悪化する可能性がある。よって、550°C以上750°C以下とする。さらに、圧延方向の全伸びが5以上かつ圧延方向から90°方向の全伸びが2以上、または、曲げ半径比r/t≧05r:曲げ半径[mm]、t:鋼板板厚[mm]とするためには、熱延板の結晶粒を粗大にする必要があり、巻取温度は580°C以上750°C以下が好ましい。続く酸洗工程は、表層スケールが除去できればよく、特に条件は規定しない。次いで、冷間圧延、焼鈍、調質圧延を行う。圧延率80以上冷間圧延の圧延率が80未満の場合は、焼鈍後に目的の強度に達しない。さらに、板厚方向での組織の不均一が原因と考えられる材質面での劣化が顕著となる。また、112方位の集合組織を形成する点からも圧延率は80以上とする。好ましくは、85以上である。焼鈍温度520~700°C焼鈍は、520~700°Cの温度域で行う。本発明における焼鈍の目的は、冷間圧延で導入した歪により鋼板の強度が高くなっている状態から、歪取り焼鈍を行うことで目標の強度まで低下させることである。520°C未満では、十分に歪みが解放されず、また目標の強度よりも高くなるため、520°Cを下限とする。一方、温度が高すぎると再結晶が開始して、軟化しすぎて目標の強度が得られないことや、{112}方位の集積が減少して{111}方位が集積するため、700°Cを上限とする。このように、焼鈍温度は、集合組織を{112}方位に集積させ、材質強度およびヤング率を規定の範囲に確保する点から重要な要素であり、好ましくは520°C以上700°C以下である。さらに、圧延方向の全伸びが5以上かつ圧延方向から90°方向の全伸びが2以上、または、曲げ半径比r/t≧05r:曲げ半径[mm]、t:鋼板板厚[mm]とするためには、鋼板の歪みを多く開放することが必要であり、550°C以上700°C以下が好ましい。圧延方向の全伸びが5以上かつ圧延方向から90°方向の全伸びが2以上の特性を得る点からは、より好ましくは570°C以上700°C以下である。曲げ半径比r/t≧05r:曲げ半径[mm]、t:鋼板板厚[mm]の特性を得る点からは、より好ましくは590°C以上700°C以下である。焼鈍方法は材質の均一性と高い生産性の観点から連続焼鈍法が好ましい。焼鈍時の均熱時間は生産性の観点から、10秒以上、90秒以下とすることが好ましい。調質圧延は、目標の表面仕上げが達成可能な条件であれば圧延条件については特に規定しない。表1に示す成分組成を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、鋼スラブを得た。得られた鋼スラブを1250°Cで再加熱した後、仕上げ圧延温度を870~890°C、巻取り温度を560~680°Cの範囲で熱間圧延を行った。次いで、酸洗後、826~913の圧延率で冷間圧延して、板厚020~030mmの鋼板を製造した。得られた鋼板を、連続焼鈍炉にて焼鈍温度500~750°C、焼鈍時間30sで回復焼鈍を行い、No1~13については伸張率が15以下となるように調質圧延を施した。No14~15については圧延率25で二次圧延を行った。なお、詳細な製造条件を表2に示す。以上により得られた鋼板に対して、引張試験を行った。引張試験は、JIS5号サイズの引張試験片を用いて行い、引張強度を評価した。ヤング率はJISZ2254で規定している固有振動法により、共振周波数から算出した。集合組織の評価は、減厚加工および歪除去を目的とした化学研磨シュウ酸エッチングを行い研磨した板厚12の位置にて測定した。測定にはX線回折装置を使用し、Schulzの反射法により110、200、211、222極点図を作成した。これらの極点図から結晶方位分布関数ODF:OrientationDistributionFunctionを算出し、Euler空間Bunge方式のΨ245°断面を作図した。この時、ゴーストの影響を除くために奇数項の計算も行った。また、長さ100mm×巾20mmに鋼板を調整し、180°曲げ加工する試験を実施した。曲げ半径を変化させて試験を行い、曲げ部の鋼板断面で割れが発生しない最小曲げ半径を明らかにし、その曲げ半径比r/tr:曲げ半径[mm]、t:鋼板板厚[mm]を求めた。曲げ半径比r/tが05以上を○、05未満を×とした。以上により得られた結果を表3に示す。表3より、本発明例No2~5、No11~13は、圧延方向以下、RDRollingDirectionと称するの引張強度が550~750MPaかつ圧延方向から90°方向以下、TDと称するの引張強度が550~800MPaであり、かつ112方位の集積強度/111方位の集積強度の値が10以上であり、RDのヤング率210GPa以上かつTDのヤング率が230GPa以上である。また、曲げ半径比r/tが05以上を確保できており、180°曲げを行った場合に割れが発生せず曲げ特性が優れているのがわかる。一方、比較例No1は焼鈍温度が本発明範囲を下回り、回復が進まずTDの引張強度が過剰である。また、比較例No6、8および9は焼鈍温度が本発明範囲を上回り、再結晶開始温度を上回っているため再結晶粒が発生し、引張強度が不足している。比較例No10は、Nbが無添加であり、かつC量が本発明範囲を上回っており、また、比較例No7はBが添加されていないため、再結晶温度が上昇していない。そのため、本発明の焼鈍温度範囲内にもかかわらず、本発明の範囲の引張強度に達していない。No14および15は既存技術であるDR法で製造したDR材であるが、引張強度は本発明範囲内となるものの、二次圧延を施すことで延性が劣化している。また完全に再結晶を完了させているため、αファイバー集合組織が集積しておらずヤング率はRD、TDともに本発明範囲外である。