質量で、C:0001以上0080以下、Si:0003以上0100以下、Mn:010以上080以下、P:0001以上0100以下、S:0001以上0020以下、Al:0005以上0100以下、N:00050以上00150以下、B:00002以上00050以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、さらに、圧延方向断面において、結晶粒の展伸度が50以上である結晶粒を面積率にして001~100含むことを特徴とする高強度高加工性缶用鋼板。質量で、C:0001以上0080以下、Si:0003以上0100以下、Mn:010以上080以下、P:0001以上0100以下、S:0001以上0020以下、Al:0005以上0100以下、N:00050以上00150以下、B:00002以上00050以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼を、連続鋳造によりスラブとし、スラブ再加熱温度を1200°C以上として熱間圧延を行った後に650°C未満の温度で巻き取り、次いで、一次冷間圧延を行い、引き続き、均熱温度680~760°C、均熱時間10~20秒で連続焼鈍を行い、次いで、20以下の圧延率で二次冷間圧延を行うことを特徴とする高強度高加工性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。特許文献1においては、圧延方向の全伸び値をX、平均ランクフォード値をYで表した場合に、X≧10かつY≧09、または、X<10かつY≧-005X14の関係を満たすDR鋼板が開示されているが、溶接条件によってはやはりHAZ軟化が生じ、フランジ割れが発生する。特許文献2に記載の製造方法では、連続焼鈍工程において過時効処理が必須であるため、製造コストが過大となる。本発明は、かかる事情に鑑みてなされたもので、蓋、底および3ピース缶胴などの材料として好適である高強度高加工性缶用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。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。加工性と強度を両立するためには、適切な量のNを添加して強度を付与しつつ、焼鈍後の二次冷間圧延率を適切な範囲に制限して加工性を確保することが有効である。また、熱間圧延前のスラブ再加熱温度が低いと、鋳造後に析出したAlNの再溶解が十分に行われず、熱間圧延後の巻き取り温度が高いと、析出するAlNが過多となる。いずれの場合も強度を担う固溶Nが不足するため、スラブ再加熱温度や巻き取り温度も適切な温度範囲に制限する必要がある。さらに、焼鈍温度と焼鈍時間を適切な範囲に制限することで、強度と加工性の良好なバランスが実現できる。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、C:0001以上0080以下、Si:0003以上0100以下、Mn:010以上080以下、P:0001以上0100以下、S:0001以上0020以下、Al:0005以上0100以下、N:00050以上00150以下、B:00002以上00050以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、さらに、圧延方向断面において、結晶粒の展伸度が50以上である結晶粒を面積率にして001~100含むことを特徴とする高強度高加工性缶用鋼板。[2]質量で、C:0001以上0080以下、Si:0003以上0100以下、Mn:010以上080以下、P:0001以上0100以下、S:0001以上0020以下、Al:0005以上0100以下、N:00050以上00150以下、B:00002以上00050以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼を、連続鋳造によりスラブとし、スラブ再加熱温度を1200°C以上として熱間圧延を行った後に650°C未満の温度で巻き取り、次いで、一次冷間圧延を行い、引き続き、均熱温度680~760°C、均熱時間10~20秒で連続焼鈍を行い、次いで、20以下の圧延率で二次冷間圧延を行うことを特徴とする高強度高加工性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、引張強度が520MPa以上でかつ破断伸びが7以上の高強度高加工性缶用鋼板を得ることができる。その結果、原板鋼板の加工性向上により、3ピース缶のフランジ加工時に割れを生じず、板厚の薄いDR材による製缶が可能となり、缶用鋼板の大幅な薄肉化が達成される。以下、本発明を詳細に説明する。本発明の缶用鋼板は、引張強度が520MPa以上でかつ破断伸びが7以上の高強度高加工性缶用鋼板である。そして、このような鋼板は、00050以上00150以下のNを含有する鋼を用いて、熱間圧延前のスラブ再加熱温度、熱間圧延後の巻き取り温度、焼鈍温度、焼鈍時間および二次冷間圧延率を適正な条件に設定することにより、製造することが可能となる。本発明の缶用鋼板の成分組成について説明する。C0001以上0080以下C量が0080を超えると加工性が悪化し、冷間圧延性も低下する。また、鋳造時に亜包晶割れが生じやすくなり、スラブ手入れなどのコスト増の可能性がある。このため、C量は0080以下とする。一方、C量が0001未満になると結晶粒の租大化が顕著になり、加工部における肌荒れ不良の生じる危険性が増大する。従って、C量は0001以上0080以下とする。Si0003以上0100以下Si量が0100を超えると、表面処理性の低下、耐食性の劣化等の問題を引き起こすので、上限は0100とする。一方、0003未満とするには精錬コストが過大となるため、下限は0003とする。Mn010以上080以下Mnは、Sによる熱延中の赤熱脆性を防止し、結晶粒を微細化する作用を有し、望ましい材質を確保する上で必要な元素である。これらの効果を発揮するためには少なくとも010以上の添加が必要である。一方、Mnを多量に添加し過ぎると、耐食性が劣化し、また鋼板が過剰に硬質化するので、上限は080とする。P:0001以上0100以下Pは、鋼を硬質化させ、加工性を悪化させると同時に、耐食性をも悪化させる有害な元素である。そのため、上限は0100とする。一方、Pを0001未満とするには脱Pコストが過大となる。よって、下限は0001とする。S:0001以上0020以下Sは、鋼中で介在物として存在し、加工性の低下、耐食性の劣化をもたらす有害な元素である。そのため、上限は0020とする。一方、Sを0001未満とするには脱Sコストが過大となる。よって、下限は0001とする。Al0005以上0100以下Alは、製鋼時の脱酸材として必要な元素である。添加量が少ないと、脱酸が不十分となり、介在物が増加し、加工性が劣化する。含有量が0005以上であれば十分に脱酸が行われているとみなすことができる。一方、含有量が0100を超えると、アルミナクラスターなどに起因する表面欠陥の発生頻度が増加する。よって、Al量は0005以上0100以下とする。N00050以上00150以下本発明の缶用鋼板においては、二次冷間圧延率を抑えて伸びを確保する一方、N量を高めとすることで高強度に寄与する。N量が00050未満であると、鋼板の薄肉化による顕著な経済効果を得るために必要な引張強度520MPaが得られない。したがって、N量は00050以上とする。一方、N量が00150を超えると過剰に硬質となり、加工性を確保したまま二次冷間圧延で薄い鋼板を製造することが困難となる。したがって、N量は00150以下とする。B00002以上00050以下Bは溶接部近傍の熱影響部における粒成長を抑制し、局所的な強度低下によるフランジ加工時の割れを防ぐ効果がある。このような割れを防止する効果を十分に得るためには、B量は00002以上必要である。一方、00050を超えても更なる効果は望めず、コスト高となる。したがって、B量は00002以上00050以下とする。残部はFeおよび不可避的不純物とするが、公知の溶接缶用鋼板中に一般的に含有される成分元素を含有していても良い。例えば、Cr:010以下、Cu:020以下、Ni:015以下、Mo:005以下、Ti:03以下、Nb:03以下、Zr:03以下、V:03以下、Ca:001以下等の成分元素を目的に応じて含有させることができる。次に、本発明の高強度高加工性缶用鋼板の結晶粒について説明する。圧延方向断面において、展伸度が50以上である結晶粒を面積率にして001~100含む必要がある。通常、上に示すようなN量の鋼を用いてDR材を作製すると、圧延方向断面における結晶粒の展伸度は30未満となる。しかし、焼鈍温度および焼鈍時間を適切な範囲に制限することにより、一部の結晶粒の展伸度が大きくなって現れる。そして、メカニズムは明らかとなっていないが、展伸度が50以上の結晶粒が001以上の面積率で存在する場合、加工性が向上する。面積率が100を超えると、逆に加工性を阻害するようになる。以上より、展伸度が50以上の結晶粒の面積率は001~100とする。なお、圧延方向断面における結晶粒の展伸度は文献JISG0551に示される結晶粒度の顕微鏡試験方法により測定することができる。また、本発明の鋼組成製造方法によれば、形成するセメンタイトパーライトはフェライト粒に比べて非常に小さいので、結晶粒径展伸度の測定はフェライト結晶粒のみを対象として行う。結晶粒の面積率は文献JISG0555附属書1に示される点算法により測定することができる。これは鋼材中の非金属介在物の面積率測定を目的としているが、上記のような特定形状の結晶粒の面積率測定にも用いることができる。また、顕微鏡写真と任意の画像解析装置を用いて面積率を測定することも可能である。次に、本発明の缶用鋼板の製造方法について説明する。本発明の高強度高加工性缶用鋼板は、連続鋳造によって製造された上記組成からなる鋼スラブを用い、熱間圧延前のスラブ再加熱温度を1200°C以上とし、熱間圧延を行った後に650°C未満の温度で巻き取り、次いで、一次冷間圧延を行い、引き続き、均熱温度680~760°C、均熱時間10~20秒で連続焼鈍を行い、次いで、20以下の圧延率で二次冷間圧延を行うことで製造される。通常は、一回の冷間圧延のみでは顕著な経済効果が得られるような薄い板厚とすることは困難である。すなわち、一回の冷間圧延で薄い板厚を得るには圧延機への負荷が過大となり、設備能力によっては不可能である。例えば、最終板厚を015mmとする場合には、熱間圧延後の板厚を20mmとすると、925と大きな一次冷間圧延率が必要となる。また、冷間圧延後の板厚を小さくするために熱間圧延の段階で通常よりも薄く圧延することも考えられるが、熱間圧延の圧延率を大きくすると、圧延中の鋼板の温度低下が大きくなり、所定の仕上げ圧延温度が得られなくなる。さらに、焼鈍前の板厚を小さくすると、連続焼鈍を施す場合は、焼鈍中に鋼板の破断や変形等のトラブルが生じる可能性が大きくなる。これらの理由により、本発明においては焼鈍後に二回目の冷間圧延を施し、極薄の鋼板を得ることとする。熱間圧延前のスラブ再加熱温度:1200°C以上熱間圧延前のスラブ再加熱温度が1200°C未満であると、鋳造後に析出したAlNの再溶解が十分に行われず、強度を担う固溶N量が不足となる。よって、熱間圧延前のスラブ再加熱温度は1200°C以上とする。好ましくは、1200~1300°Cである。熱間圧延後の巻き取り温度:650°C未満熱間圧延後の巻き取り温度が650°C以上であると、AlNが過剰に析出し、強度を担う固溶N量が不足となる。よって、熱間圧延後の巻き取り温度は650°C未満とする。好ましくは、580~620°Cである。一次冷間圧延一次冷間圧延率は特に限定しないが、最終的に極薄の鋼板を得るためには一次冷間圧延の圧延率はある程度大きい必要がある。すなわち、熱間圧延率を大きくすることは上述の理由から好ましくなく、二次冷間圧延率は後述する理由により制限する必要がある。したがって、一次冷間圧延率は85超えが好ましい。さらに好ましくは、89~92である。焼鈍焼鈍は連続焼鈍により行い、均熱温度は680~760°C、均熱時間は10~20秒とする。均熱温度が680°C未満、または均熱時間が10秒未満であると、圧延方向断面における展伸度が50以上である結晶粒の面積率が100を超えてしまい、加工性が不十分となる。また、均熱温度が760°C超え、または均熱時間が20秒超えであると、圧延方向断面における展伸度が50以上である結晶粒の面積率が001未満となり、加工性向上の効果が得られない。二次冷間圧延率:20以下二次冷間圧延率は20以下とする。二次冷間圧延率が20を超えると、加工硬化が過大となり、7以上の破断伸びが得られなくなる。したがって、二次冷間圧延率は20以下とする。好ましくは、10以上20以下である。二次冷間圧延以降は、めっき等の工程を常法通り行い、缶用鋼板として仕上げる。表1に示す成分組成を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼を実機転炉で溶製し、連続鋳造法により鋼スラブを得た。得られた鋼スラブに対し、表2に示す条件で再加熱し、表2に示す条件で熱間圧延、一次冷間圧延を施した。熱間圧延の仕上げ圧延温度は890°Cとし、熱間圧延後には酸洗を施している。次いで、一次冷間圧延の後、表2に示す条件で連続焼鈍を行い、次いで、表2に示す条件で二次冷間圧延を施した。以上により得られた鋼板にSnめっきを両面に連続的に施して、片面Sn付着量28gm2のぶりきを得た。以上により得られためっき鋼板ぶりきに対して、210°C、20分の塗装焼付け相当の熱処理を行った後、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、圧延直角方向の引張強度破断強度および破断伸びを測定した。また、塗装焼付け相当の熱処理を施した鋼板を用いてシーム溶接によって外径528mmの缶胴成形を行い、端部を外径504mmまでネックイン加工した後に外径554mmまでフランジ加工を行ってフランジ割れ発生の有無を評価した。缶胴成形は190g飲料缶サイズとし、鋼板圧延方向に沿って溶接を行った。ネックイン加工はダイネック方式により、フランジ加工はスピンフランジ方式により行った。フランジ加工部で割れが発生した場合を×、割れが発生しない場合を○と評価した。また、めっき鋼板のサンプルを採取し、圧延方向断面における、展伸度が50以上である結晶粒の面積率を測定した。圧延方向断面における結晶粒の展伸度は、鋼板の垂直断面を研磨しナイタルエッチングにより粒界を現出させた上で、文献JISG0551に記載の直線試験線による切断法により測定した。得られた結果を表3に示す。表3より、本発明例であるNo1~5は強度に優れており、極薄の缶用鋼板として必要な引張強度520MPa以上を達成している。また、加工性にも優れており、蓋や3ピース缶胴の加工に必要な7以上の破断伸びを有している。一方、比較例のNo6は、C含有量が多すぎるため、二次冷間圧延により加工性が損なわれ、破断伸びが不足している。比較例のNo7は、Bを含有していないため、溶接熱影響部が極端に軟質化し、フランジ加工で割れが発生している。比較例のNo8は、スラブ再加熱温度が低すぎるため、比較例のNo9は、巻き取り温度が高すぎるため、いずれもAlNとして存在するN量が多すぎ、引張強度が不足している。比較例のNo10は、N含有量が少なすぎるため、引張強度が不足している。比較例のNo11は、連続焼鈍の均熱温度が低すぎるため、展伸度が50以上である結晶粒の面積率が過大となり、破断伸びが不足している。比較例のNo12は、連続焼鈍の均熱温度が高すぎるため、比較例のNo13は、連続焼鈍の均熱時間が長すぎるため、いずれも展伸度が50以上である結晶粒の面積率が過小となり、破断伸びが不足している。比較例のNo14は、二次冷間圧延率が大きすぎるため、加工硬化が過大となり、破断伸びが不足している。