Cr、Zr、Tiのいずれか1種または2種または3種を合計で0.05~1.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。Cr、Zr、Tiのいずれか1種または2種または3種を合計で0.05~1.0mass含有し、Sn、Zn、Si、Ag、Mn、B、P、Mg、Ni、Fe、CoおよびHfからなる群から選ばれる少なくとも1種を合計で0.005~2.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。Be、Niのいずれか1種または2種を合計で0.1~3.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。Be、Niのいずれか1種または2種を合計で0.1~3.0mass含有し、Sn、Zn、Ag、Mn、B、P、Mg、Cr、Al、Fe、Co、Ti、ZrおよびHfからなる群から選ばれる少なくとも1種を合計で0.005~2.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。NiとCoのいずれか1種または2種を合計で0.5~5.0mass、Siを0.1~1.5mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。NiとCoのいずれか1種または2種を合計で0.5~5.0mass、Siを0.1~1.5mass含有し、Sn、Zn、Ag、Mn、B、P、Mg、Cr、Fe、Ti、ZrおよびHfからなる群から選ばれる少なくとも1種を合計で0.005~2.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。NiとFeとSnのいずれか1種または2種または3種を合計で0.03~5.0mass、Pを0.01~0.3mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。NiとFeとSnのいずれか1種または2種または3種を合計で0.03~5.0mass、Pを0.01~0.3mass含有し、Zn、Si、Ag、Mn、B、Mg、Cr、Co、Ti、ZrおよびHfからなる群から選ばれる少なくとも1種を合計で0.005~2.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。Mg、Pを合計で0.3~2.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。Mg、Pを合計で0.3~2.0mass含有し、Sn、Zn、Ag、Mn、B、Ni、Cr、Fe、Co、Ti、ZrおよびHfからなる群から選ばれる少なくとも1種を合計で0.005~2.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。Ti、Feのいずれか1種または2種を合計で1.5~4.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。Ti、Feのいずれか1種または2種を合計で1.5~4.0mass含有し、Sn、Zn、Si、Ag、Mn、B、P、Mg、Ni、Cr、Co、ZrおよびHfからなる群から選ばれる少なくとも1種を合計で0.005~2.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。請求項1~請求項12のいずれか1項に記載の銅合金板材を製造する方法であって、前記銅合金板材を与える合金成分組成から成る銅合金素材に、鋳造[ステップ1]、均質化熱処理[ステップ2]、第1種の高温圧延[ステップ3]、動的再結晶温度以下まで冷却[ステップ4]、第2種の高温圧延[ステップ5-1]、及び冷間圧延[ステップ6]をこの順に施すことを特徴とする銅合金板材の製造方法。請求項1~請求項12のいずれか1項に記載の銅合金板材を製造する方法であって、前記銅合金板材を与える合金成分組成から成る銅合金素材に、鋳造[ステップ1]、均質化熱処理[ステップ2]、第1種の高温圧延[ステップ3]、室温まで水冷するステップ[ステップ4A]、再加熱後に第2種の高温圧延[ステップ5-2]、及び冷間圧延[ステップ6]をこの順に施すことを特徴とする銅合金板材の製造方法。前記冷間圧延[ステップ6]の後に、溶体化熱処理[ステップ7]、熱処理[ステップ8]、仕上げ圧延[ステップ9]、及び調質焼鈍[ステップ10]をこの順に行なうことを特徴とする請求項13または14記載の銅合金板材の製造方法。前記第2種の高温圧延[ステップ5-1]及び[ステップ5-2]において、圧延パスの入り側の板厚h1mmで、下式1で表わされる圧延ロールの接触弧長Lmmを割った値である形状比L/h1が3.5以下であり、かつ、下式2で表わされる歪み速度が0.5/秒以上であり、かつ、第2種の高延での合計加工率が60以上であることを特徴とする請求項13~15のいずれか1項に記載の銅合金板材の製造方法。式1式中、Rは圧延ロールの半径mm、h1は入り側の板厚mm、h2は出側の板厚mmである。式2式中、VRはロール周速度mm/sec、Rはロール半径mm、h1は入り側の板厚mm、rは圧下率である。請求項1~12のいずれか1項に記載の銅合金板材からなる銅合金部品。請求項1~12のいずれか1項に記載の銅合金板材からなるコネクタ。ところで、特許文献1では、導電率が低く、鉄合金層の腐食の問題や、メッキを施した場合の均一性が不十分などの問題があり、不十分であった。特許文献2では、圧延方向に対して45°方向のヤング率を上げると、圧延方向に対して90°方向のヤング率は下がってしまい、不十分であった。特許文献3では、Znの添加量が23~28質量である、Cu-Zn-Sn系合金とすることによってヤング率を所定の値以下に下げるものであり、展伸方向と直角方向のヤング率で130kN/mm2以下としている。特許文献4では、Znの添加量が15質量を超え35以下である、Cu-Ni-Sn-Zn系合金とすることによってヤング率を115kN/mm2以下としている。特許文献3と4に記載の技術は、ヤング率を所定の値以下に抑えるものであって、ヤング率をより高くするためのものではない。この様に、従来、銅合金板材においてTDのヤング率を高くすることは不十分であり、特にそのために銅合金結晶の特定の方位成分に着目して制御することは検討されていなかった。上記のような課題に鑑み、本発明の課題は、圧延板の幅方向TDのヤング率が高く、優れた耐応力緩和特性を有し、電気電子機器用部品、例えば、リードフレーム、コネクタ、端子材等、及び自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに適した銅合金板材およびその製造方法を提供することにある。本発明者らは、種々検討を重ね、電気電子部品用途に適した銅合金について研究を行い、圧延板の幅方向TDに111面が向く領域を増加することにより、TD方向の応力に対するヤング率を高められることを見出し、さらに、その領域の面積率を所定の値以上とすることで、ヤング率を著しく高められることを見出した。また、それに加えて、本合金系において特定の添加元素を用いることにより、導電率を大きく損なうことなく、耐応力緩和特性を向上させ得ることを見出した。また、上記特定の結晶方位の集合組織を実現するための特定の工程を有してなる製造方法を見出した。本発明は、これらの知見に基づきなされるに至ったものである。すなわち、本発明によれば、以下の手段が提供される。1Cr、Zr、Tiのいずれか1種または2種または3種を合計で0.05~1.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。2Cr、Zr、Tiのいずれか1種または2種または3種を合計で0.05~1.0mass含有し、Sn、Zn、Si、Ag、Mn、B、P、Mg、Ni、Fe、CoおよびHfからなる群から選ばれる少なくとも1種を合計で0.005~2.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。3Be、Niのいずれか1種または2種を合計で0.1~3.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。4Be、Niのいずれか1種または2種を合計で0.1~3.0mass含有し、Sn、Zn、Ag、Mn、B、P、Mg、Cr、Al、Fe、Co、Ti、ZrおよびHfからなる群から選ばれる少なくとも1種を合計で0.005~2.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。5NiとCoのいずれか1種または2種を合計で0.5~5.0mass、Siを0.1~1.5mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSDElectronBackscatterDiffraction:電子後方散乱回折測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。6NiとCoのいずれか1種または2種を合計で0.5~5.0mass、Siを0.1~1.5mass含有し、Sn、Zn、Ag、Mn、B、P、Mg、Cr、Fe、Ti、ZrおよびHfからなる群から選ばれる少なくとも1種を合計で0.005~2.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。7NiとFeとSnのいずれか1種または2種または3種を合計で0.03~5.0mass、Pを0.01~0.3mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。8NiとFeとSnのいずれか1種または2種または3種を合計で0.03~5.0mass、Pを0.01~0.3mass含有し、Zn、Si、Ag、Mn、B、Mg、Cr、Co、Ti、ZrおよびHfからなる群から選ばれる少なくとも1種を合計で0.005~2.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。9Mg、Pを合計で0.3~2.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。10Mg、Pを合計で0.3~2.0mass含有し、Sn、Zn、Ag、Mn、B、Ni、Cr、Fe、Co、Ti、ZrおよびHfからなる群から選ばれる少なくとも1種を合計で0.005~2.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。11Ti、Feのいずれか1種または2種を合計で1.5~4.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。12Ti、Feのいずれか1種または2種を合計で1.5~4.0mass含有し、Sn、Zn、Si、Ag、Mn、B、P、Mg、Ni、Cr、Co、ZrおよびHfからなる群から選ばれる少なくとも1種を合計で0.005~2.0mass含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有し、EBSD測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えることを特徴とする銅合金板材。13前記1~12のいずれか1項に記載の銅合金板材を製造する方法であって、前記銅合金板材を与える合金成分組成から成る銅合金素材に、鋳造[ステップ1]、均質化熱処理[ステップ2]、第1種の高温圧延[ステップ3]、動的再結晶温度以下まで冷却[ステップ4]、第2種の高温圧延[ステップ5-1]、及び冷間圧延[ステップ6]をこの順に施すことを特徴とする銅合金板材の製造方法。14前記1~12のいずれか1項に記載の銅合金板材を製造する方法であって、前記銅合金板材を与える合金成分組成から成る銅合金素材に、鋳造[ステップ1]、均質化熱処理[ステップ2]、第1種の高温圧延[ステップ3]、室温まで水冷するステップ[ステップ4A]、再加熱後に第2種の高温圧延[ステップ5-2]、及び冷間圧延[ステップ6]をこの順に施すことを特徴とする銅合金板材の製造方法。15前記冷間圧延[ステップ6]の後に、溶体化熱処理[ステップ7]、熱処理[ステップ8]、仕上げ圧延[ステップ9]、及び調質焼鈍[ステップ10]をこの順に行なうことを特徴とする前記13または14記載の銅合金板材の製造方法。16前記第2種の高温圧延[ステップ5-1]及び[ステップ5-2]において、圧延パスの入り側の板厚h1mmで、下式1で表わされる圧延ロールの接触弧長Lmmを割った値である形状比L/h1が3.5以下であり、かつ、下式2で表わされる歪み速度が0.5/秒以上であり、かつ、第2種の高温圧延での合計加工率が60以上であることを特徴とする前記13~15のいずれか1項に記載の銅合金板材の製造方法。式1式中、Rは圧延ロールの半径mm、h1は入り側の板厚mm、h2は出側の板厚mmである。式2式中、VRはロール周速度mm/sec、Rはロール半径mm、h1は入り側の板厚mm、rは圧下率である。17前記1~12のいずれか1項に記載の銅合金板材からなる銅合金部品。18前記1~12のいずれか1項に記載の銅合金板材からなるコネクタ。本発明の銅合金板材は、TDに高いヤング率を有し、電気電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに好適である。また、本発明の銅合金板材の製造方法によれば、上記のTDに高いヤング率を有し、例えば、電気電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに好適に用いられる銅合金板材を好適に製造することができる。本発明の上記及び他の特徴及び利点は、適宜添付の図面を参照して、下記の記載からより明らかになるであろう。本発明の銅合金板材の好ましい実施の態様について、詳細に説明する。ここで、銅合金材料とは、加工前であって所定の合金組成を有する銅合金素材が所定の形状例えば、板、条、箔、棒、線などに加工されたものを意味する。その中で、板材とは、特定の厚みを有し形状的に安定しており面方向に広がりをもつものを指し、広義には条材を含む意味である。本発明において、板材の厚さは、特に限定されるものではないが、本発明の効果が一層よく顕れ実際的な用途に適合することを考慮すると、5~0.03mmが好ましく、1~0.05mmがより好ましい。なお、本発明の銅合金板材は、その特性を圧延板の所定の方向における原子面の集積率で規定するものであるが、これは銅合金板材としてそのような特性を有しておれば良いのであって、銅合金板材の形状は板材や条材に限定されるものではない。本発明では、管材も板材として解釈して取り扱うことができるものとする。TDのヤング率を高めるために、本発明者らは、集合組織との関係について鋭意検討した。その結果、応力方向に対して111面が向いた場合に最もヤング率が高まることを見出した。本明細書における結晶方位の表示方法は、Z軸に垂直な圧延面XY面に平行な結晶面の指数hklと、X軸に垂直なYZ面に平行な結晶面の指数[uvw]とを用いて、hkl[uvw]の形で表す。また、132[6-43]と231[3-46]などのように、銅合金の立方晶の対称性のもとで等価な方位については、ファミリーを表すカッコ記号を使用し、{hkl}<uvw>と表す。111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内の原子面がTDに向く集合組織の方位成分にはいくつか代表的なものが知られており、参考のため図3に示した。P方位{011}<111>、SB方位{186}<211>、S方位{132}<643>、Z方位{111}<110>、Brass方位{110}<112>などが該当する。これらの代表方位成分ではなくても、111面がTDに向く結晶方位であれば良い。これらの全ての111面がTDに向く集合組織方位成分の割合が総合的に高められた状態が、本発明で規定される所定の面積率を有する集合組織である。従来、これらの方位を有する原子面の面積率を同時に制御したものは知られていない。圧延板の幅方向TDに、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率が50を超えるときに、上記の効果が得られる。圧延板の幅方向TDに、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率以下、TDに111面が向く原子面の面積率、あるいは単に面積率というは、好ましくは60以上、更に好ましくは70以上である。この面積率の上限は特に限定されないが、95が限界である。本明細書における結晶方位の表示方法は、板材の長手方向LD{板材の圧延方向RDに等しい}をX軸、板幅方向TDをY軸、板材の厚さ方向{板材の圧延法線方向NDに等しい}をZ軸の直角座標系を取り、TDに111面が向いている領域の割合を、その面積率で規定したものである。測定領域内の各結晶粒の111面の法線とTDの二つのベクトルのなす角の角度を計算し、この角度が20°以内の原子面を有するものについて面積を合計し、これを全測定面積で除して得た値を、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域の面積率とした。すなわち、本発明において、圧延板の幅方向TDに向く原子面の集積に関し、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面を有する領域とは、圧延板の幅方向TDに向く、つまりTDに対向する原子面の集積に関して、理想方位である圧延板の幅方向TDを法線とする111面自体と、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面の各々とを合わせた領域これらの面積の和をいう。以下、これらの領域を、単に、TDに111面が向く原子面の領域ともいう。図2に上記の内容を図示した。図2aは、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内の原子面の例を図示するものであって、本明細書では、この例で示される原子面を、圧延板幅方向TDに111面が向く方位を有する原子面という。図2bは、111面の法線とTDのなす角の角度が20°を超える原子面の例を図示するものであって、この例で示される原子面を、圧延板幅方向TDに111面が向かない方位を有する原子面という。銅合金において111面は8個あるが、図2においては、その中から法線ベクトルがTDに最も近い111面についてのみ、111面の法線となす角の角度が20°以内となるベクトルの領域を図中に円錐点線で示している。EBSDによる方位解析において得られる情報は、電子線が試料に侵入する数10nmの深さまでの方位情報を含んでいるが、測定している広さに対して充分に小さいため、本明細書中では面積率として記載した。本発明における上記結晶方位の解析には、EBSD法を用いた。EBSDとは、ElectronBackscatterDiffraction電子後方散乱回折の略で、走査電子顕微鏡ScanningElectronMicroscope:SEM内で試料に電子線を照射したときに生じる反射電子菊池線回折菊池パターンを利用した結晶方位解析技術のことである。本発明においては、結晶粒を200個以上含む、500μm四方の試料面積に対し、0.5μmのステップでスキャンし、方位を解析した。結晶方位の解析にEBSD測定を用いることにより、従来のX線回折法による板面方向NDに対する特定原子面の集積の測定とは大きく異なり、三次元方向のより完全に近い結晶方位情報がより高い分解能で得られるため、TD方向のヤング率を支配する結晶方位について全く新しい知見を獲得することができる。なお、EBSD測定にあたっては、鮮明な菊池線回折像を得るために、機械研磨の後に、コロイダルシリカの砥粒を使用して、基体表面を鏡面研磨した後に、測定を行うことが好ましい。また、測定は板表面から行った。ここで、EBSD測定の特徴について、X線回折測定との対比として説明する。まず1点目に挙げられるのは、X線回折の方法で測定可能なのは、ブラッグの回折条件を満足し、かつ充分な回折強度が得られる、ND//111、200、220、311、420面の5種類のみであり、Cube方位からのずれ角度が15~30°に相当する、例えばND//511面やND//951面などの高指数で表現される結晶方位については、測定出来ない。即ち、EBSD測定を採用することにより、初めて、それらの高指数で表現される結晶方位に関する情報が得られ、それにより特定される金属組織と作用の関係が明らかになる。2点目は、X線回折はND//hklの±0.5°程度に含まれる結晶方位の分量を測定しているのに対し、EBSD測定によれば菊池パターンを利用するため、特定の結晶面に限定されない、桁違いに広範な金属組織に関する情報が網羅的に得られ、合金材料全体としてX線回折では特定することが難しい状態が明らかになる。以上のとおり、EBSD測定とX線回折測定とで得られる情報はその内容及び性質が異なる。なお、本明細書において特に断らない限り、EBSD測定は、銅合金板材のND方向に対して行ったものである。本発明では、以下の合金系とすることが、上記の集合組織制御とTD方向のヤング率との関係において好ましい。まず、本発明の各合金系における合金成分中の主添加元素主溶質元素の詳細について以下に示す。<1.Cu-Cr、Zr、Ti系合金>クロムCrとジルコニウムZrとチタンTiについて、それぞれの添加量を制御することにより、Cr単独、Zr単独、Ti単独、これら元素の化合物、これら元素と銅との化合物を析出させて銅合金の強度と耐応力緩和特性を向上させる。その添加量は、Cr、Zr、Tiのいずれか1種または2種または3種を合計で、0.1~1.0mass、好ましくは0.35~0.7massである。Cr及びZr及びTiのそれぞれの添加量は好ましくは0.1~0.45mass、さらに好ましくは0.2~0.4massである。これらの元素の合計の添加量が上記範囲よりも多すぎると導電率を低下させ、また、少なすぎると上記の効果が充分に得られない。<2.Cu-Be、Ni系合金>ベリリウムBeとニッケルNiについて、それぞれの添加量を制御することにより、Be、Be-Ni化合物を析出させて銅合金の強度と耐応力緩和特性を向上させる。その添加量は、BeとNiのいずれか1種または2種を合計で、0.1~3.0mass、好ましくは2.0~3.0massである。Beの添加量は好ましくは0.1~2.8mass、さらに好ましくは0.2~2.5massである。Niの添加量は好ましくは0.1~2.5mass、さらに好ましくは0.2~2.0massである。これらの元素の合計の添加量が上記範囲よりも多すぎると導電率を低下させ、また、少なすぎると上記の効果が充分に得られない。<3.Cu-Ni、Co-Si系合金>ニッケルNiとコバルトCoとケイ素Siについて、それぞれの添加量を制御することにより、Ni-Si、Co-Si、Ni-Co-Siの化合物を析出させて銅合金の強度を向上させることができる。その添加量は、NiとCoのいずれか1種または2種を合計で、好ましくは0.3~5.0mass、さらに好ましくは0.6~4.5mass、より好ましくは0.8~4.0massである。Niの添加量は好ましくは1.5~4.2mass、さらに好ましくは1.8~3.9massであり、一方、Coの添加量は好ましくは0.3~1.8mass、さらに好ましくは0.5~1.5massである。これらの元素の合計の添加量が多すぎると導電率を低下させ、また、少なすぎると強度が不足する。特に導電率を高めたい場合は、Coを必須とすることが好ましい。更に導電率を高めたい場合は、Niを含まず、CoとSiのみの添加とすることが好ましい。また、Siの含有量は好ましくは0.1~1.5mass、さらに好ましくは0.2~1.2massである。なお、Coは希少元素であるとともに、添加によって溶体化温度を高めるため、用途に応じて顕著に導電性を高める必要が無い場合は、添加しないことが好ましい。<4.Cu-Ni、Fe、Sn-P系合金>ニッケルNiと鉄Feと錫SnとリンPについて、それぞれの添加量を制御することにより、Fe単独、Fe-P、Ni-P、Fe-Ni-Pの化合物を析出させて銅合金の強度と耐応力緩和特性を向上させる。Snは耐応力緩和特性の向上について、Fe、Ni、Pと相乗効果がある。その添加量は、Ni、Fe、Snの少なくとも1種を合計で、0.03~5.0mass、好ましくは1.0~4.0mass、さらに好ましくは2.0~3.0massである。Fe及びNiのそれぞれの添加量は好ましくは0.03~3.0mass、さらに好ましくは0.5~2.0massである。Snは好ましくは0.2~1mass、さらに好ましくは0.25~0.5massである。また、Pの含有量は好ましくは0.01~0.2mass、さらに好ましくは0.02~0.08massである。これらの元素の合計の添加量が上記範囲よりも多すぎると導電率を低下させ、また、少なすぎると上記の効果が充分に得られない。<5.Cu-Mg-P系合金>マグネシウムMgとリンPについて、それぞれの添加量を制御することにより、Mg-P化合物を析出させて銅合金の強度と耐応力緩和特性を向上させる。その添加量は、MgとPを合計で、0.3~2.0mass、好ましくは1.5~2.0massである。Mg及びPのそれぞれの添加量は好ましくは0.3~1.0mass、さらに好ましくは0.35~0.5massである。これらの元素の合計の添加量が上記範囲よりも多すぎると導電率を低下させ、また、少なすぎると上記の効果が充分に得られない。<6.Cu-Ti-Fe系合金>チタンTiと鉄Feについて、それぞれの添加量を制御することにより、Fe単独、Fe-Ti化合物、これらと銅の化合物を析出させて銅合金の強度と耐応力緩和特性を向上させる。その添加量は、FeとTiのいずれか1種または2種を合計で、1.5~4.0massで、好ましくは1.6~3.0massである。Tiの添加量は好ましくは1.5~3.5mass、さらに好ましくは2.0~3.0massである。Feの添加量は好ましくは0.05~0.40mass、さらに好ましくは0.1~0.3massである。これらの元素の合計の添加量が上記範囲よりも多すぎると導電率を低下させ、また、少なすぎると上記の効果が充分に得られない。<副添加元素>上記の1.~6.に示した主溶質元素の他に、副添加元素として微量に添加することで耐応力緩和特性を向上させる添加元素の効果について示す。好ましい添加元素としては、Sn、Zn、Si、Ag、Mn、B、P、Mg、Ni、Cr、Co、Al、Fe、Ti、ZrおよびHfが挙げられる。上記1.~6.の合金系によっては、主溶質元素としてこれらの元素が含まれている場合があるが、その場合は当該元素を副添加元素としてさらに含有しないことは言うまでもない。添加効果を充分に活用し、かつ導電率を低下させないためには、Sn、Zn、Si、Ag、Mn、B、P、Mg、Ni、Cr、Co、Al、Fe、Ti、ZrおよびHfからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素の含有量が、これらの総量で0.005~2.0massであることが好ましく、さらに好ましくは0.01~1.5mass、より好ましくは、0.03~0.8massである。これらの添加元素が総量で多すぎると導電率を低下させる。なお、これらの添加元素が量で少なすぎると、これらの元素を添加した効果がほとんど発揮されない。<製造方法>次に、本発明の銅合金板材の製造方法その結晶方位を制御する方法について説明する。従来の銅合金の製造方法は、均質化熱処理した鋳塊を熱間圧延と冷間圧延の各ステップで薄板化し、それらの圧延工程の途中で再結晶焼鈍、溶体化熱処理、熱処理、調質焼鈍が行われ、機械的特性や導電率、その他の特性が調整される。熱間圧延の目的は、材料を高温にすることにより変形抵抗を下げ、少ない圧延のエネルギーで板厚を薄くすることである。例えば、一般に、析出型銅合金は、均質化熱処理した鋳塊を熱間と冷間の各ステップで薄板化し、700~1020°Cの温度範囲で最終溶体化熱処理を行って溶質原子を再固溶させた後に、熱処理と仕上げ冷間圧延によって必要な強度を満足させるように製造される。熱処理と仕上げ冷間圧延の条件は、所望の強度及び導電性などの特性に応じて、調整される。銅合金の集合組織については、この一連のステップにおける、最終溶体化熱処理中に起きる再結晶によってそのおおよそが決定し、仕上げ圧延中に起きる方位の回転により、最終的に決定される。一方、本発明においては、所定の加工条件で下記の第2種の高温圧延を行なうことによってTDに111面が向く領域が上昇し、TDのヤング率を著しく上昇させることができる。ここで、第1種の高温圧延とは、いわゆる熱間圧延であり、動的再結晶温度以上で行う高温圧延を意味する。第2種の高温圧延とは、いわゆる熱間圧延とは異なり、室温より高くかつ動的再結晶温度未満の温度で{好ましくは、300~400°Cより高くかつ動的再結晶温度より20~300°C低い温度以下の温度で}の高温圧延を意味する。冷間圧延とは、室温での低温圧延を意味する。また、圧延以外の加工についても同様に温度範囲に応じて、例えば、熱間加工、高温温間加工、冷間加工という。ここで、室温とは20~35°Cである。本発明における結晶方位制御のメカニズムにおけるこれら加工温度の影響は、以下のように考えられる。従来の薄肉化の方法である熱間圧延では動的再結晶により結晶方位がランダム化するために好ましくなく、冷間圧延では結晶粒の分断が起きるために集合組織の発達が軽微である。これに対して、本発明の方法で行なわれる第2種の高温圧延によれば、動的再結晶による方位のランダム化が起きず、また、粒界滑りや動的静的な回復によって、方位の分断も起きないために、上記の従来方法と比べて顕著に、集合組織が先鋭化することができるものと考えられる。本発明の銅合金板材の好ましい製造方法としては、例えば、上記の所定の合金成分組成から成る銅合金素材を高周波溶解炉により溶解し、鋳造[ステップ1]、均質化熱処理[ステップ2]、第1種の高温圧延[ステップ3]、動的再結晶温度以下まで冷却[ステップ4]、第2種の高温圧延[ステップ5-1]、冷間圧延[ステップ6]をこの順に施し、その後で必要に応じて、溶体化熱処理[ステップ7]、熱処理[ステップ8]、仕上げ圧延[ステップ9]、調質焼鈍[ステップ10]をこの順に施す方法が挙げられる。以下、本発明の好ましい製造方法1という。また、別の好ましい製造方法として、上記の所定の合金成分組成から成る銅合金素材を高周波溶解炉により溶解し、鋳造[ステップ1]、均質化熱処理[ステップ2]、第1種の高温圧延[ステップ3]、室温まで水冷[ステップ4A]、再加熱後に第2種の高温圧延[ステップ5-2]、冷間圧延[ステップ6]をこの順に施し、その後で必要に応じて、溶体化熱処理[ステップ7]、熱処理[ステップ8]、仕上げ圧延[ステップ9]、調質焼鈍[ステップ10]をこの順に施す方法が挙げられる。以下、本発明の好ましい製造方法2という。上記製造方法の第2種の高温圧延中の析出の回避に関する考え方を示す。800°C以上などの高温域では、過飽和固溶量が少ないため析出は軽微である。650~800°Cなどの中温域では過飽和固溶量が増えるとともに、析出の速度も速いため、最も析出が進行する。650°C以下などの低温域では過飽和固溶量は多いものの、析出の速度は遅いため、深刻な強度低下が起きる析出は抑制できる。これらの析出にとっての高温域中温域低温域の温度帯は合金系や濃度によって異なる。上記の本発明の好ましい製造方法1によると、第2種の高温圧延中の温度低下に伴って中温域に保持される場合に析出物が粗大化してしまい、強度が低下する場合がある。特に、濃度が高く析出の速度が速い合金成分において顕著である。そこで、第2種の高温圧延中の析出が遅い系に対して上記の本発明の好ましい製造方法1を適用することが好ましい。一方、上記の本発明の好ましい製造方法2を適用すれば、高温域で第1種の高温圧延した後に水冷して析出を回避し、低温域に再加熱して第2種の高温圧延することにより、析出を回避しながら第2種の高温圧延を施すことが可能である。そこで、第2種の高温圧延中の析出が速い系に対して上記の本発明の好ましい製造方法2を適用することが有効である。本発明の製造方法においては、上記の第2種の高温圧延[ステップ5-1]又は[ステップ5-2]において、圧延ロールの接触弧長Lを圧延パスの入り側の板厚h1で割った値である形状比L/h1が3.5以下であり、かつ、下式で求められる歪み速度が0.5/秒以上であり、かつ、第2種の高温圧延での合計加工率が60以上であることが好ましい。ここで合計加工率とは、複数パスの第2種の高温圧延による板厚減少量mmを第2種の高温圧延前の板厚mmで除した比をで表した値である。もし1パスで加工を行う場合には、合計加工率とは当該1パスの加工率そのものの意味である。接触弧長Lは下記の式で求める。ここで、Rは圧延ロールの半径、h1は入り側の板厚、h2は出側の板厚である。この接触弧長Lを入り側の板厚h1で割った値を形状比L/h1として算出する。圧延における歪み速度は下記の式で求める。ここで、VRはロール周速度mm/sec、Rはロール半径mm、h1は入り側の板厚mm、rは圧下率{この式中の圧下率は無次元}である。第2種の高温圧延における形状比L/h1が3.5を超える場合、せん断変形が強まりNDに100面が向く割合が増加し、その結果、TDに111面が向く割合が減少するため、好ましくない。形状比の下限は特に制限はない。また、歪み速度が0.5/秒よりも小さくなると、中間温度脆性によって材料に割れが発生する場合がある。歪み速度の上限値には特に制限はないが、通常は100/秒程度である。また、第2種の高温圧延の合計加工率が60未満の場合には、その効果が十分に得られないため、好ましくない。好ましくは70以上である。第2種の高温圧延の合計加工率は、特に上限はないが、通常は95程度である。上記の動的再結晶温度とは、その温度以上で圧延した場合に動的再結晶が起き、その温度未満では動的再結晶が起きないという境界の温度であり、合金系や添加合金成分ごとに異なるが、予備実験にて決定することができる。当該成分の材料を複数の温度まで加熱し、圧延した後に水冷して圧延後の組織を凍結し、圧延前後のミクロ組織観察を行うことで、動的再結晶の有無を確認し、加工温度との関係を把握するものである。前記の本発明で用いられる合金系で言えば、Cu-Ni、Co-Si系合金では動的再結晶温度は例えば約800°Cであり、Cu-Ni、Fe、Sn-P系合金では動的再結晶温度は例えば約800°Cであり、Cu-Cr、Zr、Ti系合金では動的再結晶温度は例えば約500°Cであり、Cu-Be、Ni系合金では動的再結晶温度は例えば約700°Cであり、Cu-Mg-P系合金では動的再結晶温度は例えば約600°Cであり、Cu-Ti-Fe系合金では動的再結晶温度は例えば約800°Cである。上述の動的再結晶温度はそれぞれの合金系における代表的一例であって、本発明はこれらに制限されるものではない。例えば、主溶質元素に加えて、どの副添加元素をどの程度の量で添加するかに応じて、動的再結晶温度は個々の合金組成によって変化する。上記鋳造[ステップ1]後の各ステップについて、好ましくは、均質化熱処理[ステップ2]は700°C~1020°Cで10分~10時間、第1種の高温圧延[ステップ3]は加工温度が500~1020°C好ましくは700~1020°C、さらに好ましくは750~1000°C、より好ましくは800~1000°Cで合計加工率が20~90、冷却[ステップ4]には、空冷、ガス冷却、水冷[ステップ4A]に相当を施し、第2種の高温圧延[ステップ5-1又は5-2]は加工温度が200~750°C合金系により異なるが、好ましくは450~750°C、さらに好ましくは450~650°C、あるいは、好ましくは400~650°C、さらに好ましくは400~550°Cで合計加工率が60~95好ましくは65~90、冷間圧延[ステップ6]は加工率が50~99、溶体化熱処理[ステップ7]は700°C~1020°Cで3秒~10分間の保持、熱処理[ステップ8]は250~650°Cにおいて5分間~20時間の保持、仕上げ圧延[ステップ9]は室温で加工率が2~60、調質焼鈍[ステップ10]は300~700°Cで10秒~2時間の保持、という条件が、本発明の好ましい範囲である。また、上記鋳造[ステップ1]-均質化熱処理[ステップ2]-第1種の高温圧延[ステップ3]は、途中で温度を下げることなく連続鋳造圧延で行なうことが好ましい。冷却[ステップ4]での冷却速度は、好ましくは1~100°C/秒さらに好ましくは5~100°C/秒である。水冷[ステップ4A]での冷却速度は、好ましくは1~100°C/秒さらに好ましくは5~100°C/秒である。溶体化熱処理[ステップ7]前後で、昇温速度は好ましくは1~100°C/秒であり、冷却速度は好ましくは1~200°C/秒であり、さらに好ましくは1~100°C/秒である。材料表面のスケールのための面削、酸洗浄などによる溶解は必要に応じて導入される。圧延後の形状が良好でない場合は、テンションレベラーなどによる矯正が、必要に応じて導入される。また、第1種の高温圧延や第2種の高温圧延後に析出が進行する場合には、それらの加工後に室温までの冷却を必要に応じて行う。本発明の銅合金板材は上記の実施態様の製造方法により製造することが好ましいが、EBSD測定における結晶方位解析において、前記所定の面積率を満足するならば、上記[ステップ1]~[ステップ10]をこの順にすべて行うことに必ずしも拘束されるものではない。上記の方法に含まれるものではあるが、上記[ステップ1]~[ステップ10]の内、例えば、[ステップ6]を最終ステップとして工程を終了してもよい。あるいは、上記[ステップ6]~[ステップ8]は、この内1つまたは2つ以上を2回以上繰り返して行うこともできる。例えば、[ステップ7]を施す前に、2~45の加工率の冷間圧延[ステップ9A]を行なってもよい。なお、上でも説明したが、各圧延工程での加工率圧下率、断面減少率とも言う。以下の比較例で言う圧延率も同義である。とは、圧延工程前の板厚t1mmと圧延工程後の板厚t2mmを用いて、下式の様に算出される値をいう。加工率={t1-t2/t1}×100本発明の銅合金板材は、例えばコネクタ用銅合金板材に要求される、下記の特性を満足することができる。TDのヤング率については、好ましくは135GPa以上、より好ましくは140GPa以上、更に好ましくは145GPa以上、特に好ましくは150GPa以上である。ヤング率の上限には特に制限はないが、通常、180GPa以下である。ヤング率の代用特性として、たわみ係数を用いても良い。たわみ係数は、好ましくは120GPa以上、更に好ましくは125GPa以上、更に好ましくは130GPa以上、特に好ましくは135GPa以上である。たわみ係数は、日本伸銅協会技術標準JCBAT3122002年銅及び銅合金板条の片持ち梁による曲げたわみ係数測定方法に従って、片持ち梁法によって測定する。耐応力緩和特性については、後述する150°Cに1000時間保持する測定方法によって応力緩和率SRが30以下、好ましくは20以下、最も好ましくは10以下を満たすこともできる、という良好な特性を実現することができる。本発明の銅合金板材における好ましい導電率と耐力は合金系ごとに値が異なるので、以下に合金系ごとに示す。Cu-Cr、Zr、Ti系合金では、導電率は、好ましくは50IACS以下、単にと略記する場合もある以上、より好ましくは65以上、さらに好ましくは80以上、特に好ましくは90以上であり、耐力は、好ましくは350MPa以上、より好ましくは450MPa以上、さらに好ましくは500MPa以上、特に好ましくは550MPa以上である。導電率と耐力の上限にはそれぞれ特に制限はないが、通常、導電率は100以下、耐力は800MPa以下である。Cu-Be、Ni系合金では、導電率は、好ましくは20以上、より好ましくは30以上、さらに好ましくは45以上、特に好ましくは55以上であり、耐力は、好ましくは700MPa以上、より好ましくは800MPa以上、さらに好ましくは900MPa以上、特に好ましくは1050MPa以上である。導電率と耐力の上限にはそれぞれ特に制限はないが、通常、導電率は80以下、耐力は1400MPa以下である。Cu-Ni、Co-Si系合金では、導電率は、好ましくは35以上、より好ましくは40以上、さらに好ましくは45以上、特に好ましくは50以上であり、耐力は、好ましくは550MPa以上、より好ましくは650MPa以上、さらに好ましくは700MPa以上、特に好ましくは800MPa以上である。導電率と耐力の上限にはそれぞれ特に制限はないが、通常、導電率は70以下、耐力は1200MPa以下である。Cu-Ni、Fe、Sn-P系合金では、導電率は、好ましくは35以上、より好ましくは50以上、さらに好ましくは65以上、特に好ましくは75以上であり、耐力は、好ましくは250MPa以上、より好ましくは350MPa以上、さらに好ましくは450MPa以上、特に好ましくは500MPa以上である。導電率と耐力の上限にはそれぞれ特に制限はないが、通常、導電率は98以下、耐力は800MPa以下である。Cu-Mg-P系合金では、導電率は、好ましくは45以上、より好ましくは50以上、さらに好ましくは55以上、特に好ましくは60以上であり、耐力は、好ましくは450MPa以上、より好ましくは490MPa以上、さらに好ましくは530MPa以上、特に好ましくは570MPa以上である。導電率と耐力の上限にはそれぞれ特に制限はないが、通常、導電率は90以下、耐力は900MPa以下である。Cu-Ti-Fe系合金では、導電率は、好ましくは8以上、より好ましくは12以上、さらに好ましくは16以上、特に好ましくは20以上であり、耐力は、好ましくは800MPa以上、より好ましくは850MPa以上、さらに好ましくは900MPa以上、特に好ましくは950MPa以上である。導電率と耐力の上限にはそれぞれ特に制限はないが、通常、導電率は40以下、耐力は1400MPa以下である。以下に、実施例に基づき本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。実施例1表1の合金成分の欄の元素を含有し、残部がCuと不可避不純物から成る合金を高周波溶解炉により溶解し、これを鋳造して鋳塊w100mm×l200mm×t40mmを得た。この鋳塊を、700°C~1020°Cで10分~10時間の均質化熱処理に付した後に、下記の工程A、B又はEの第1種の高温圧延及び第2種の高温圧延を実施した。工程A800°C~1000°Cの加工温度の第1種の高温圧延加工率20~90の後に、冷却速度5~100°C/秒で水冷して室温まで急冷し、その後に650°Cに再加熱し450°C~650°Cの加工温度にて第2種の高温圧延加工率60~95をする。工程B800°C~1000°Cの加工温度の第1種の高温圧延加工率20~90の後に、冷却速度5~100°C/秒で空冷して750°C以下まで冷却し、その後に450°C~750°Cの加工温度にて第2種の高温圧延加工率60~95をする。工程E800°C~1000°Cの加工温度の第1種の高温圧延加工率20~90の後に、冷却速度5~100°C/秒で水冷して室温まで急冷する。上記工程A、B又はEによる加工の後に、加工率50~99の冷間圧延を行い、700°C~1020°Cで3秒~10分間の保持する溶体化熱処理を、いくつかの発明例及び比較例では行った。溶体化前後の昇温速度と冷却速度は、いずれも1~100°C/秒であった。表1に溶体化熱処理の有無を示した。その後、250~650°Cにおいて5分間~20時間の保持する熱処理、室温で加工率が2~60の仕上げ圧延、300~700°Cで10秒~2時間の調質焼鈍を行い、本発明例1-1~1-24及び比較例1-1~1-9の銅合金板材の供試材t0.15mmを製造した。なお、各熱処理や圧延の後に、材料表面の酸化や粗度の状態に応じて酸洗浄や表面研磨を、形状に応じてテンションレベラーによる矯正を行った。この供試材について下記の特性調査を行った。結果を表1示す。a.TDに111面が向く原子面の領域の面積率:EBSD法により、約500μm四方の測定領域で、スキャンステップが0.5μmの条件で測定を行った。測定面積は結晶粒を200個以上含むことを基準として調整した。上述した様に、各理想方位であるTDを法線とする111面と、111面の法線とTDのなす角の角度が20°以内である原子面各々とを合わせた領域これらを併せて、前述のTDに111面が向く原子面の領域であるについて、これらの合計の面積率を以下の式によって算出した。面積率={TDに111面が向く原子面の面積の合計/全測定面積}×100以下の各表中には、これを単にTD//111面積率として示す。なお、EBSD法の測定装置としては、株TSLソリューションズ製OIM5.0商品名を用いた。b.ヤング率:圧延垂直方向圧延方向に垂直な方向から幅20mm、長さ200mmの短冊状試験片を採取し、試験片の長さ方向に引張試験機により応力を付与し、歪みと応力の比例定数を求めた。降伏するときの歪み量の80の歪み量を最大変位量とし、その変位量までを10分割した変位を与え、その10点から歪みと応力の比例定数をヤング率として求めた。c.0.2耐力[YS]:圧延垂直方向から切り出したJISZ2201-13B号の試験片をJISZ2241に準じて3本測定しその平均値を示した。d:導電率[EC]:20°C±0.5°Cに保たれた恒温漕中で四端子法により比抵抗を計測して導電率を算出した。なお、端子間距離は100mmとした。e.応力緩和率[SR]:圧延垂直方向に試験片を採取した。日本伸銅協会JCBAT309:2001これは仮規格である。旧規格は日本電子材料工業会標準規格EMAS-3003であった。に準じ、以下に示すように、150°Cで1000時間保持後の条件で測定した。片持ち梁法により耐力の80の初期応力を負荷した。図1は耐応力緩和特性の試験方法の説明図であり、aは熱処理前、bは熱処理後の状態である。図1aに示すように、試験台4に片持ちで保持した試験片1に、耐力の80の初期応力を付与した時の試験片1の位置は、基準からδ0の距離である。これを150°Cの恒温槽に1000時間保持前記試験片1の状態での熱処理し、負荷を除いた後の試験片2の位置は、図1bに示すように基準からHtの距離である。3は応力を負荷しなかった場合の試験片であり、その位置は基準からH1の距離である。この関係から、応力緩和率はHt-H1/δ0-H1×100と算出した。式中、δ0は、基準から試験片1までの距離であり、H1は、基準から試験片3までの距離であり、Htは、基準から試験片2までの距離である。f.たわみ係数日本伸銅協会技術標準JCBAT3122002年銅及び銅合金板条の片持ち梁による曲げたわみ係数測定方法に従って、片持ち梁法によって測定した。ここでは、圧延方向に対して垂直の方向に試験片を採取して測定した際の測定値を示した。表1に示す様に、本発明例1-1~1-24は、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。一方、本発明の規定を満たさない場合は、特性が劣る結果となった。すなわち、比較例1-1は、NiとCoの総量が少ないために、析出硬化に寄与する化合物析出物の密度が低下し強度が劣った。また、NiまたはCoと化合物を形成しないSiが金属組織中に過剰に固溶し導電率が劣った。比較例1-2は、NiとCoの総量が多いために、導電率が劣った。比較例1-3は、Siが少ないために強度が劣った。比較例1-4は、Siが多いために導電率が劣った。比較例1-5~1-6は、その他の元素が多いために、導電率が劣った。比較例1-7~1-9はTDに111面が向く原子面の面積率TDに111面が向く割合が低く、ヤング率が劣った。実施例2表2の合金成分の欄の元素を含有し、残部がCuと不可避不純物から成る合金を高周波溶解炉により溶解し、これを鋳造して鋳塊w100mm×l200mm×t40mmを得た。その後に、700°C~1020°Cで10分~10時間の均質化熱処理した後に、下記の工程C、D又はEの第1種の高温圧延及び第2種の高温圧延を実施した。工程Eは、実施例1と同様にして行なった。工程C700°C~1000°Cの加工温度の第1種の高温圧延加工率20~90の後に、冷却速度5~100°C/秒で水冷して室温まで急冷し、その後に550°Cに再加熱し400°C~550°Cの加工温度にて第2種の高温圧延加工率60~95をする。工程D750°C~1000°Cの加工温度の第1種の高温圧延加工率20~90の後に、冷却速度5~100°C/秒で空冷して650°C以下まで冷却し、その後に400°C~650°Cの加工温度にて第2種の高温圧延加工率60~95をする。上記工程C、D又はEによる加工の後の冷間圧延以降の工程は、実施例1と同様にして本発明例2-1~2-20および比較例2-1~2-9の銅合金板材の供試材を製造し、実施例1と同様に特性を調査した。結果を表2に示す。表2に示すように、本発明例2-1~2-20は、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。一方、本発明の規定を満たさない場合は、特性が劣った。すなわち、比較例2-1は、NiとFeとSnの総量が少ないために、強度が劣った。比較例2-2は、その総量が多いために、導電率が劣った。比較例2-3は、Pが少ないために強度が劣った。比較例2-4は、Pが多いために導電率が劣った。比較例2-5~2-6は、その他の元素が多いために、導電率が劣った。比較例2-7~2-9はTDに111面が向く原子面の面積率が低く、ヤング率が劣った。実施例3表3の合金成分の欄の元素を含有し、残部がCuと不可避不純物から成る合金を高周波溶解炉により溶解し、これを鋳造して鋳塊w100mm×l200mm×t40mmを得た。その後に、700°C~1020°Cで10分~10時間の均質化熱処理した後に、実施例2で示した工程C、D又はEの第1種の高温圧延及び第2種の高温圧延を実施した。上記工程C、D又はEによる加工の後の冷間圧延以降の工程は、実施例1と同様にして本発明例3-1~3-12および比較例3-1~3-7の銅合金板材の供試材を製造し、実施例1と同様に特性を調査した。結果を表3に示す。表3に示す様に、本発明例3-1~本発明例3-12は、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。一方、本発明の規定を満たさない場合は、特性が劣った。すなわち、比較例3-1は、CrとZrとTiの総量が少ないために、強度が劣った。比較例3-2は、その総量が多いために、導電率が劣った。比較例3-3~比較例3-4は、その他の元素が多いために、導電率が劣った。比較例3-5~3-7はTDに111面が向く原子面の面積率が低く、ヤング率が劣った。実施例4表4の合金成分の欄の元素を含有し、残部がCuと不可避不純物から成る合金を高周波溶解炉により溶解し、これを鋳造して鋳塊w100mm×l200mm×t40mmを得た。その後に、700°C~1020°Cで10分~10時間の均質化熱処理した後に、実施例1で示した工程A、B又はEの第1種の高温圧延及び第2種の高温圧延を実施した。上記工程A、B又はEによる加工の後の冷間圧延以降の工程は、実施例1と同様にして本発明例4-1~4-8および比較例4-1~4-5の銅合金板材の供試材を製造し、実施例1と同様に特性を調査した。結果を表4に示す。表4に示す様に、本発明例4-1~本発明例4-8は、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。一方、本発明の規定を満たさない場合は、特性が劣った。すなわち、比較例4-1は、BeとNiの総量が少ないために、強度が劣った。比較例4-2は、その総量が多いために、導電率が劣った。比較例4-3は、その他の元素が多いために、導電率が劣った。比較例4-4~4-5はTDに111面が向く原子面の面積率が低く、ヤング率が劣った。実施例5表5の合金成分の欄の元素を含有し、残部がCuと不可避不純物から成る合金を高周波溶解炉により溶解し、これを鋳造して鋳塊w100mm×l200mm×t40mmを得た。その後に、700°C~1020°Cで10分~10時間の均質化熱処理した後に、実施例2で示した工程C、D又はEの第1種の高温圧延及び第2種の高温圧延を実施した。上記工程C、D又はEによる加工の後の冷間圧延以降の工程は、実施例1と同様にして本発明例5-1~5-6および比較例5-1~5-5の銅合金板材の供試材を製造し、実施例1と同様に特性を調査した。結果を表5に示す。表5に示す様に、本発明例5-1~本発明例5-6は、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。一方、本発明の規定を満たさない場合は、特性が劣った。すなわち、比較例5-1は、MgとPの総量が少ないために、強度が劣った。比較例5-2は、その総量が多いために、導電率が劣った。比較例5-3は、その他の元素が多いために、導電率が劣った。比較例5-4~5-5はTDに111面が向く原子面の面積率が低く、ヤング率が劣った。実施例6表6の合金成分の欄の元素を含有し、残部がCuと不可避不純物から成る合金を高周波溶解炉により溶解し、これを鋳造して鋳塊w100mm×l200mm×t40mmを得た。その後に、700°C~1020°Cで10分~10時間の均質化熱処理した後に、実施例1で示した工程A、B又はEの第1種の高温圧延及び第2種の高温圧延を実施した。上記工程A、B又はEによる加工の後の冷間圧延以降の工程は、実施例1と同様にして本発明例6-1~6-11および比較例6-1~6-5の銅合金板材の供試材を製造し、実施例1と同様に特性を調査した。結果を表6に示す。表6に示す様に、本発明例6-1~本発明例6-11は、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。一方、本発明の規定を満たさない場合は、特性が劣った。すなわち、比較例6-1は、TiとFeの総量が少ないために、強度が劣った。比較例6-2は、その総量が多いために、導電率が劣った。比較例6-3は、その他の元素が多いために、導電率が劣った。比較例6-4~6-5はTDに111面が向く原子面の面積率が低く、ヤング率が劣った。実施例7表7に示す合金成分の元素を含有し、残部がCuと不可避不純物から成る合金を高周波溶解炉により溶解し、これを鋳造して鋳塊w100mm×l200mm×t40mmを得た。その後に、700°C~1020°Cで10分~10時間の均質化熱処理した後に、800°C~1000°Cの加工温度の第1種の高温圧延加工率20~90の後に、冷却速度5~100°C/秒で水冷して室温まで急冷し、その後に650°Cに再加熱し450°C~650°Cの加工温度にて第2種の高温圧延をした。第2種の高温圧延の形状比、歪み速度、合計加工率の条件は、表8に記載した。なお、形状比や歪み速度の算出に必要な各パス後の板厚は、実測値でなく、ロール間隔の値を用いた。その後に、加工率50~99の冷間圧延を行い、700°C~1020°Cで3秒~10分間の保持する溶体化熱処理を、いくつかの発明例及び比較例では行った。溶体化前後の昇温速度と冷却速度は、いずれも1~100°C/秒であった。表8に溶体化熱処理の有無を示した。その後、250~650°Cにおいて5分間~20時間の保持する熱処理、室温で加工率が2~60の仕上げ圧延、300~700°Cで10秒~2時間の調質焼鈍を行い、本発明例7-1~7-6及び比較例7-1~7-5の銅合金板材の供試材t0.15mmとした。表8に示す様に、第2種の高温圧延での形状比、歪み速度、加工率の条件が、本発明の好ましい範囲内の場合には、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。一方、これらの第2種の高温圧延の好ましい加工条件を満たさない場合は、特性が劣った。すなわち、比較例7-1~7-5はTDに111面が向く原子面の面積率が低く、ヤング率が劣った。前記実施例7表7、表8に示したCu-Ni、Co-Si系合金の場合と同様に、本発明の他の合金系、すなわち、Cu-Cr、Zr、Ti系合金、Cu-Be、Ni系合金、Cu-Ni、Fe、Sn-P系合金、Cu-Mg-P系合金、Cu-Ti-Fe系合金の場合も、第2種の高温圧延での形状比、歪み速度、加工率の条件が、本発明の好ましい範囲内の場合には、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。一方、これらの第2種の高温圧延の好ましい加工条件を満たさない場合は、TDに111面が向く原子面の面積率が低く、その特性としてヤング率が劣った。これらとは別に、従来の製造条件により製造した銅合金板材について、本発明に係る銅合金板材との相違を明確化するために、その従来の製造条件で銅合金板材を作製し、上記と同様の特性項目の評価を行った。なお、各板材の厚さは特に断らない限り上記実施例と同じ厚さになるように加工率を調整した。従来の製造条件の記載の中で、熱間圧延の詳細な条件、特に本発明における第2種の高温圧延の条件について不明な場合は、本明細書の段落[0035]に記載したとおり、より高温で圧延することによって圧延加工に要する仕事エネルギーを下げる、という一般的な目的で熱間圧延が行われているものとし、本発明における第1種の高温圧延と第2種の高温圧延を組み合わせた2段階の高温圧延は、行わなかった。比較例101特開2009-132965号公報実施例1の条件無酸素銅を母材として用いて、Cr;0.2質量、Zr;0.1質量を含有した組成を有する銅合金を高周波溶解炉で溶製し、厚さ25mm、幅30mm、長さ150mmのインゴットに鋳造した。これを950°Cに加熱して、厚さ8mmまで熱間圧延し、その後、厚さ1mmまで冷間圧延して、800°Cで焼鈍した。続いて、これに加工度40の冷間加工と、500°Cで1分間加熱する熱処理とを、3回繰り返して行って、厚さ0.22mmの金属板材を作製し、これを試料c01とした。得られた試験体c01は、上記本発明に係る実施例とは製造条件について、2段階の高温圧延を行っていない点で異なり、TD//111面積率が50以下であり、TDのヤング率及びたわみ係数について本発明の要求特性を満たさない結果となった。比較例102特開2008-297617号公報本発明例1の条件Be1.91質量、Ni0.14質量、Fe0.04質量、Co0.30質量を含有し残部が銅である組成を有する銅合金を溶製し、縦型半連続鋳造機を用いて鋳造した。得られた鋳片厚さ60mmを固相線より30°C以上低い温度合金組成により820~900°Cに加熱したのち抽出して、熱間圧延を開始した。固相線温度は、各組成の合金について予備実験を行うことによって把握してある。熱間圧延に際しては、700°C以上の温度域での圧延率が60以上となり、かつ700°C未満の温度域でも圧下率44で圧延が行われるようにパススケジュールを設定した。熱間圧延の最終パス温度は600°C~400°Cの間にある。鋳片からのトータルの熱間圧延率は約90である。なお、上記700°C未満の温度域での高温圧延については、上記公報からは詳細な条件が明らかではなく、本願出願当時に一般的な条件であった形状比:3.7~4.5、歪速度:0.8~17.0/秒という条件を採用して行った。熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去面削した。次いで、圧延率82で冷間圧延を行った後、溶体化処理に供した。溶体化処理においては、溶体化処理後の平均結晶粒径双晶境界を結晶粒界とみなさないが10~40μmとなるように到達温度を合金組成に応じて700~850°Cの範囲内で調整し、700~850°Cの温度域での保持時間を10sec~10mimの範囲で調整した。続いて、上記溶体化処理後の板材に対して、圧延率20で仕上冷間圧延を施した。なお、必要に応じて途中で面削を行い、板厚は02mmに揃えた。未時効処理材としての供試材にはこの段階の板材を使用した。このようにして得られた板厚02mm板材について、予備実験として300~500°Cの温度範囲で最大5hまでの時効処理実験を行い、合金組成に応じて最大硬さとなる時効処理条件その時効温度をTm°C、時効時間をtmminとするを把握した。この合金上記未時効処理材の板材を時効温度Tm320°C、時効時間tm120分で時効処理して時効硬化材の供試材とした。これを試料c02-1とした。また、ミルハードン材として出荷する場合を想定して、この合金上記未時効処理材において、仕上げ冷間圧延率を10に変更の板材に、最大硬度には到達しない程度の時効処理を施したものを供試材とした。その時効処理条件は時効温度Tm320°C、時効時間01tm以上tm未満20分の範囲とした。これを試料c02-2とした。得られた試験体c02-1、c02-2は、上記本発明に係る実施例とは製造条件について、2段階の高温圧延の内で、第2段階の高温圧延における圧下率が小さく、かつ、特定の形状比で行っていない点で異なり、TD//111面積率が50以下であり、TDのヤング率及びたわみ係数について本発明の要求特性を満たさない結果となった。比較例103特開2006-009137号公報の表2に記載の発明例鋳塊No.A-試料No.5、鋳塊No.O-試料No.18の条件Ni3.8質量、Si0.89質量、S0.002質量を含有し残部が銅である組成を有する銅合金同公報の表1に記載の鋳塊No.Aと、Ni3.8質量、Si0.89質量、Mg0.1質量、Sn0.15質量、Zn0.5質量、Co0.25質量、S0.002質量を含有し残部が銅である組成を有する銅合金同公報の表1に記載の鋳塊No.Oを、高周波溶解炉にて熔解し、DC法により厚さ30mm、幅100mm、長さ150mmの鋳塊に鋳造した。次にこれらの鋳塊を1000°Cに加熱し、この温度に1時間保持後、厚さ12mmに熱間圧延し、速やかに冷却した。次いで熱間圧延板を両面各1.5mmずつ切削して酸化皮膜を除去した後、冷間圧延イにより厚さ0.15~0.25mmに加工し、次いで溶体化処理温度を825~925°Cの温度範囲で変化させ15秒間熱処理し、その後直ちに15°C/秒以上の冷却速度で冷却した。次に不活性ガス雰囲気中で475°Cで2時間の時効処理を施し、次いで最終塑性加工である冷間圧延ハを行い、最終的な板厚を揃えた。前記最終塑性加工後、引き続き375°Cで2時間の低温焼鈍を施して銅合金板材を製造した。これらを試料c03-1、c03-2とした。得られた試験体c03-1、c03-2は、上記実施例とは製造条件について、2段階の高温圧延を行っていない点で異なり、TD//111面積率が50以下であり、TDのヤング率及びたわみ係数について本発明の要求特性を満たさない結果となった。比較例104特開2008-231492号公報本発明例5の条件Ni0.86質量、Sn1.26質量、P0.10質量、Fe0.15質量を含有し残部が銅である組成を有する銅合金を溶製し、縦型連続鋳造機を用いて鋳造した。得られた鋳片厚さ180mmから厚さ60mmの試料を切り出し、これを950°Cに加熱したのち抽出して、熱間圧延を開始した。その際、950°C~700°Cの温度域での圧延率が60以上となり、かつ700°C未満の温度域でも圧下率45で圧延が行われるようにパススケジュールを設定した。熱間圧延の最終パス温度は600°C~400°Cの間にある。鋳片からのトータルの熱間圧延率は約80~90である。なお、上記700°C未満の温度域での高温圧延については、上記公報からは詳細な条件が明らかではなく、本願出願当時に一般的な条件であった形状比:3.7~4.5、歪速度:0.8~17.0/秒という条件を採用して行った。熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去面削した。次いで、圧延率90で冷間圧延を行った後、再結晶焼鈍に供した。再結晶焼鈍後の平均結晶粒径双晶境界を結晶粒界とみなさないが5~40μmとなるように到達温度を合金組成に応じて600~750°Cの範囲内で調整し、600~750°Cの温度域での保持時間を10秒~600分の範囲で調整した。上記再結晶焼鈍後の板材に対して、時効処理は施さなかった。次いで、圧延率65で仕上げ冷間圧延を行った。その後さらに、400°Cの炉中に5分装入する低温焼鈍を施した。このようにして供試材を得た。なお、必要に応じて途中で面削を行い、供試材の板厚は015mmとした。これを試料c04とした。得られた試験体c04は、上記本発明に係る実施例とは製造条件について、2段階の高温圧延の内で、第2段階の高温圧延における圧下率が小さく、かつ、特定の形状比で行っていない点で異なり、TD//111面積率が50以下であり、TDのヤング率及びたわみ係数について本発明の要求特性を満たさない結果となった。比較例105特開2009-228013号公報実施例1の条件0.66質量のMgと0.04質量のPを含み、残部がCuからなる銅合金を溶製し、縦型の小型連続鋳造機を用いて鋳造して、厚さ50mmの鋳片を得た。その鋳片を900°Cに加熱した後に抽出し、熱間圧延を開始した。この熱間圧延では、900°C~600°Cの温度域における圧延率が60以上になり且つ600°C未満の温度域でも圧延が行われるようにパススケジュールを設定した。なお、600°C未満~300°Cにおける熱間圧延率を48とし、熱間圧延の最終パス温度は500°C~300°Cの間とした。また、鋳片からのトータルの熱間圧延率は約90であった。なお、上記600°C未満の温度域での高温圧延については、上記公報からは詳細な条件が明らかではなく、本願出願当時に一般的な条件であった形状比:3.7~4.5、歪速度:0.8~17.0/秒という条件を採用して行った。熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去面削した。次いで、圧延率92で冷間圧延を行った後、400~700°Cで再結晶焼鈍を行った。なお、試料表面に取り付けた熱電対により再結晶焼鈍時の温度変化をモニターした。再結晶焼鈍後の平均結晶粒径双晶境界を結晶粒界とみなさないが10~30μmになるように、到達温度を合金組成に応じて400~700°Cの範囲内で調整し、400~700°Cの温度域における保持時間を10秒間~30分間の範囲で調整した。次に、再結晶焼鈍後の板材に対して、圧延率35で仕上げ冷間圧延を行い、次いで、300°Cの炉中に5分間装入する低温焼鈍を施した。このようにして銅合金板材を得た。なお、必要に応じて途中で面削を行い、銅合金板材の板厚を0.3mmに揃えた。これを試料c05とした。得られた試験体c05は、上記本発明に係る実施例とは製造条件について、2段階の高温圧延の内で、第2段階の高温圧延における圧下率が小さく、かつ、特定の形状比で行っていない点で異なり、TD//111面積率が50以下であり、TDのヤング率及びたわみ係数について本発明の要求特性を満たさない結果となった。比較例106特開2010-126777号公報実施例1の条件3.18質量のTiを含み、残部がCuからなる銅合金を溶製し、縦型半連続鋳造機を用いて鋳造して、厚さ60mmの鋳片を得た。その鋳片を950°Cに加熱した後に抽出し、熱間圧延を開始した。この熱間圧延では、750°C以上の温度域における圧延率が60以上になり且つ700°C未満の温度域でも圧延が行われるようにパススケジュールを設定した。なお、700°C未満~500°Cにおける熱間圧延率を42とし、熱間圧延の最終パス温度は600°C~500°Cの間とした。また、鋳片からのトータルの熱間圧延率は約95であった。熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去面削した。なお、上記700°C未満の温度域での高温圧延については、上記公報からは詳細な条件が明らかではなく、本願出願当時に一般的な条件であった形状比:3.7~4.5、歪速度:0.8~17.0/秒という条件を採用して行った。次いで、圧延率98で冷間圧延を行った後、溶体化処理を行った。この溶体化処理では、溶体化処理後の平均結晶粒径双晶境界を結晶粒界とみなさないが5~25μmになるように、その合金組成に応じて750~1000°Cの温度域で該合金組成の固溶線より30°C以上高い温度に設定し、保持時間を5秒~5分間の範囲で調整して熱処理を行った。具体的には、900°Cで15秒間の熱処理を行った。次いで、溶体化処理後の板材に対して、圧延率15で冷間圧延を行ったこのようにして得られた板材について、予備実験として300~550°Cの温度範囲で最大24時間までの時効処理実験を行って、合金組成に応じて最大硬さになる時効処理条件時効温度TM°C、時効時間tM分、最大硬さHMHVを把握した。そして、時効温度をTM±10°Cの範囲内の温度に設定するとともに、時効時間をtMより短い時間であり且つ時効後の硬さが0.90HM~0.95HMの範囲になる時間に設定した。次に、時効処理後の板材に対して、圧延率10で仕上げ冷間圧延を行った後、450°Cの焼鈍炉内で1分間保持する低温焼鈍を行った。このようにして銅合金板材を得た。なお、必要に応じて途中で面削を行い、銅合金板材の板厚を0.15mmに揃えた。これを試料c06とした。得られた試験体c06は、上記本発明に係る実施例とは製造条件について、2段階の高温圧延の内で、第2段階の高温圧延における圧下率が小さく、かつ、特定の形状比で行っていない点で異なり、TD//111面積率が50以下であり、TDのヤング率及びたわみ係数について本発明の要求特性を満たさない結果となった。この様に、本発明により、例えばコネクタ材などの車載部品や電気電子機器の板材特にその基体材料として非常に好適な特性が実現可能である。本発明をその実施態様とともに説明したが、我々は特に指定しない限り我々の発明を説明のどの細部においても限定しようとするものではなく、添付の請求の範囲に示した発明の精神と範囲に反することなく幅広く解釈されるべきであると考える。本願は、2010年8月27日に日本国で特許出願された特願2010-190859に基づく優先権を主張するものであり、これはここに参照してその内容を本明細書の記載の一部として取り込む。