"1.5~5.0質量のTiを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、圧延面においてX線回折を用いて測定した311面の積分強度I311が、銅粉末のX線回折で求めた311面の積分強度I0311に対し、I311/I0311≧0.3の関係を満たすチタン銅。更にAg、B、Co、Cr、Fe、Mg、Mn、Mo、Ni、P、Si及びZrの群から選ばれる1種以上を合計0.001~1.0質量含有する請求項1に記載のチタン銅。インゴットを800~1000°Cの温度から熱間圧延した後に徐冷し、当該熱間圧延上がりの導電率を10IACS以上に調整して製造されてなるチタン銅。1.5~5.0質量のTiを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなるインゴットを800~1000°Cの温度から熱間圧延した後に徐冷することにより、厚みを5~20mm、導電率を10IACS以上に調整した後、加工度30~99.5の冷間圧延、700~1000°Cで5秒間~30分間の溶体化処理、加工度0~50の冷間圧延、350~550°Cで2時間~20時間の時効処理、加工度0~40の及び冷間圧延をこの順で行う、チタン銅の製造方法。前記インゴットが更にAg、B、Co、Cr、Fe、Mg、Mn、Mo、Ni、P、Si及びZrの群から選ばれる1種以上を合計0.001~1.0質量含有する請求項4に記載のチタン銅の製造方法。請求項1~3のいずれかに記載のチタン銅を用いた伸銅品。請求項1~3のいずれかに記載のチタン銅を用いた電子機器部品。しかしながら、上記従来技術の場合、曲げ加工性が充分に改善されたとはいえず、さらに溶体化処理の前に中間焼鈍を新たに行うため、製造コストの増加を招くという問題がある。すなわち、本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、強度と曲げ加工性が共に優れたチタン銅及びその製造方法、並びにチタン銅を用いた伸銅品及び電子機器部品の提供を目的とする。本発明者らは種々検討した結果、チタン銅の結晶方位と曲げ性との関係を鋭意研究し、圧延面に対するX線回折で測定される311面の回折強度を適正範囲に調整することにより、曲げ加工性が飛躍的に向上することを見出した。上記の目的を達成するために、本発明のチタン銅は、1.5~5.0質量のTiを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、圧延面においてX線回折を用いて測定した311面の積分強度I311が、銅粉末のX線回折で求めた311面の積分強度I0311に対し、I311/I0311≧0.3の関係を満たす。更にAg、B、Co、Cr、Fe、Mg、Mn、Mo、Ni、P、Si及びZrの群から選ばれる1種以上を合計0.005~1.0質量含有することが好ましい。また、本発明のチタン銅は、インゴットを800~1000°Cの温度から熱間圧延した後に徐冷し、当該熱間圧延上がりの導電率を10IACS以上に調整して製造されたものである。本発明のチタン銅の製造方法は、1.5~5.0質量のTiを含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなるインゴットを800~1000°Cの温度から熱間圧延した後に徐冷することにより、厚みを5~20mm、導電率を10IACS以上に調整した後、加工度30~99.5の冷間圧延、700~1000°Cで5秒間~30分間の溶体化処理、加工度0~50の冷間圧延、350~550°Cで2時間~20時間の時効処理、加工度0~40の及び冷間圧延をこの順で行う。前記インゴットが更にAg、B、Co、Cr、Fe、Mg、Mn、Mo、Ni、P、Si及びZrの群から選ばれる1種以上を合計0.005~1.0質量含有することが好ましい。本発明の伸銅品は前記チタン銅を用い、本発明の電子機器部品は前記チタン銅を用いたものである。本発明によれば、強度と曲げ加工性が共に優れたチタン銅が得られる。以下、本発明の実施形態に係るチタン銅について説明する。なお、本発明においてとは、特に断らない限り、質量を示すものとする。まず、本発明の技術思想について説明する。チタン銅製品の圧延面における311面の集積度が一定のレベル以上になると、BadWay方向曲げ軸が圧延方向に平行の曲げ加工性が著しく向上する。また、熱間圧延上がりのチタン銅の導電率が高くなると製品圧延面への311面の集積度が増加し、該導電率が10IACS以上になると311面発達による曲げ性改善効果が発現する。該導電率を高めるためにはTiをできるだけ析出させる必要があり、そのためには熱間圧延終了後の材料を徐冷し、冷却中にTiをできるだけ析出させることが有効である。なお、該導電率の上昇に伴い311面が増加する理由として、析出物の増加が次行程の冷間圧延における結晶の回転に影響すること等が考えられる。一方、従来のチタン銅の熱間圧延は、後の溶体化処理工程での負荷を下げるために、Tiをできるだけ溶体化させるCu中に固溶させる条件で行われてきた。Tiを溶体化させるためには、熱間圧延終了後の冷却の際のTi析出を抑制する必要があるので、熱間圧延後の材料は水冷により急冷されてきた。この結果、従来のチタン銅の熱間圧延上がりの導電率は3~8IACS程度であった。次に、本発明のチタン銅の組成及びその他の規定について説明する。1組成本発明のチタン銅は、1.5~5.0質量のTiを含有する。チタン銅は、溶体化処理によりCuマトリックス中へTiを固溶させ、時効処理により微細な析出物を合金中に分散させることにより、強度及び導電率を向上させる。Ti濃度が1.5質量未満になると、析出物の析出が不充分となり所望の強度が得られない。一方、Ti濃度が5.0質量を超えると、加工性が劣化し、圧延の際に材料が割れる。より好ましいTi濃度は2.9~3.5質量である。更にAg、B、Co、Cr、Fe、Mg、Mn、Mo、Ni、P、Si及びZrの群から選ばれる1種以上を合計0.001~1.0質量含有させることにより、強度引張強さを更に向上させることができる。これらの合計含有量が0.005質量未満になると強度上昇の効果は得られ難く、合計含有量が1.0質量を超えると曲げ加工性が劣化する場合がある。より好ましくは、上記各元素を合計で0.005~0.5質量含有させるとよい。2結晶方位チタン銅の圧延面に対しX線回折を行ったときに得られる311面のX線回折積分強度をI311とし、銅粉末に対し同条件でX線回折を行ったときに得られる311面のX線回折積分強度をI0311としたときに、両積分強度の比であるI311/I0311が0.3以上、より好ましくは0.4以上になると、曲げ性が向上する。I311/I0311の上限値は、曲げ性の点からは特に規制されない。ただし、後述する条件で製造したチタン銅では、I311/I0311が5.0を超えることは通常はない。本発明のチタン銅は、伸銅品又は電子機器部品に好適に適用加工することができる。伸銅品としては、例えば板、条及び箔が挙げられる。電子機器部品としては、例えばリードフレーム、コネクタ、ピン、端子、リレー、スイッチ、ソケット等が挙げられる。次に、本発明のチタン銅の製造方法について説明する。本発明のチタン銅は、上記組成を有し残部がCu及び不可避不純物からなるインゴットを800~1000°Cの温度から熱間圧延した後に徐冷し、導電率を10IACS以上に調整した後、冷間圧延、溶体化処理、時効処理をこの順で行うことで製造することができる。1溶解及び鋳造チタンの酸化損耗を防止するため、溶解及び鋳造は真空中又は不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。インゴットの厚みは、例えば20~300mmである。2熱間圧延上記したように、311面発達による曲げ性改善効果を得るために、熱間圧延上がりの導電率を10IACS以上、好ましくは12IACS以上に調整する。そのために800~1000°Cに加熱したインゴットを所定の厚みまで熱間圧延した後に徐冷する。熱間圧延した後に徐冷する方法としては、大気中に放置すること空冷が挙げられる。又、熱間圧延直後の材料を断熱容器に挿入する、バーナーで加熱する、加熱炉200~400°C程度に挿入してから炉の加熱を停止して炉冷するなどにより、冷却を積極的に遅らせて析出をより促進することも可能である。すなわち、熱間圧延上がりの導電率が10IACS以上になるような冷却速度で冷却するものは、徐冷に含まれる。ただし、導電率を30IACSより上げようとすると、冷却に長時間を要し生産効率が極度に低下するため、導電率の上限値を30IACSにすることが好ましい。一方、熱間圧延直後の材料を水槽中に投入する方法、材料に水を噴射する方法、材料にミストを噴霧する方法等を行うと、熱間圧延上がりの導電率が10IACS以上にならず、最終製品のI311/I0311が0.3未満となる。なお、熱間圧延の厚みを5~20mm程度とすることができる。3熱間圧延後の冷間圧延熱間圧延後の冷間圧延の加工度を30~99.5とすることが好ましい。溶体化処理で均一な再結晶粒を生成させるためには、その前工程である冷間圧延で歪を導入しておく必要があり、30以上の加工度で有効な歪が得られる。一方、加工度が99.5を超えると、圧延材のエッジ等に割れが発生し、圧延中の材料が破断することがある。4溶体化処理Tiを充分に固溶させるため、700~1000°Cとするのが好ましい。溶体化温度が700°C未満であると、Tiの固溶が不十分になり時効処理において強度が上昇しない。溶体化温度が1000°Cを超えると、銅合金の融点に近づくため工業的な製造が難しくなる。溶体化処理時間は、5秒間~30分間とするのが好ましい。5時効処理チタン銅の強度、導電率及び曲げ加工性を向上させるため、時効処理を行う。時効処理の条件は、例えば350~550°Cで2時間~20時間とするとよい。時効温度が350°C未満または時効処理時間が2時間未満になると、Tiの析出が不十分になり強度が上昇しない。時効温度が550°C超または時効処理時間が20時間超になると、Tiの析出が進み過ぎ強度が低下する過時効。時効処理後に、時効時に生成した表面酸化膜を除去するために、表面の酸洗や研磨等を行ってもよい。6その他の冷間圧延製品の強度を高めるために、溶体化処理後で時効処理前に冷間圧延時効前圧延を行うことができる。ただし、圧延加工度の増加とともに、I311/I0311が低下するので、加工度の上限を50とする。時効前圧延を行う場合には、高強度化の効果を得るために、圧延加工度を1以上にすることが好ましい。同様に、製品の強度を高めるために、時効処理後に冷間圧延時効後圧延を行うことができる。ただし、圧延加工度の増加とともに、I311/I0311が低下するので、加工度の上限を40とする。時効後圧延を行う場合には、高強度化の効果を得るために、圧延加工度を1以上にすることが好ましい。7歪取り焼鈍時効後の冷間圧延で低下したばね限界値を改善するため、時効後冷間圧延後に歪取り焼鈍を行ってもよい。歪取り焼鈍の温度は300~700°C、焼鈍時間は5秒~10時間とするのが好ましい。歪取り焼鈍の温度が300°C未満であるか、又は焼鈍時間が5秒未満になると、ばね限界値が改善されない場合がある。一方、焼鈍時間が10時間を超えるか、又は歪取り焼鈍の温度が700°Cを超えると、強度が低下する場合がある。以下に本発明の実施例を比較例と共に示すが、これらの実施例は本発明及びその利点をよりよく理解するために提供するものであり、発明が限定されることを意図するものではない。真空溶解炉にて電気銅を溶解し、表1に示す組成が得られるよう合金元素を添加した。この溶湯を鋳鉄製の鋳型に鋳込み、厚さ30mm、幅60mm、長さ120mmのインゴットを製造した。このインゴットを950°Cで3時間加熱し、厚さ10mmまで熱間圧延を行なった。圧延直後の材料は、表1に示す方法で室温まで冷却した。ここで、表1の空冷は熱間圧延後の試料を大気中に放置した。炉冷は、表1に示す温度に昇温した電気炉に熱間圧延後の試料を挿入した後、炉の通電を切って炉内で冷却した300°Cから炉冷は、300°Cの電気炉に熱間圧延後の試料を挿入した後、炉の通電を切って炉内で冷却したことを示す。水冷は熱間圧延後の試料を水槽中に投入し、ミスト冷却は熱間圧延後の試料に水のミストを噴霧して冷却した。次に、表面の酸化スケールを面削した後研削後の厚み9mm、表1に示す加工度で冷間圧延を行った。その後、表1に示す温度で5分間溶体化処理を行った後、試料を水槽に入れ冷却した。さらに、表1に示す加工度で時効前圧延を行った後、Ar雰囲気中で表1に示す温度で5時間時効処理した。時効処理温度は時効後の引張強さが最大になるように選択した。次いで、表1に示す加工度で時効後圧延した後、表1に示す温度で10秒間歪取り焼鈍し、試料を大気中に放置し冷却した。最終板厚は表1に示す通りである。このようにして得られた各チタン銅試料について、諸特性の評価を行った。<熱間圧延後の導電率>熱間圧延し冷却した後の試料表面を機械研磨し、スケールを除去するとともに平坦化した。この表面において、フェルスター社製シグマテストD2.068を用い、周波数60kHzの条件で導電率を測定した。<溶体化処理後の結晶粒径>溶体化処理後の試料の圧延方向と直交する断面を機械研磨により鏡面に仕上げた後、エッチングにより結晶粒界を現出させ、JISH0501の切断法に従い結晶粒径を求めた。<X線回折>最終製品の圧延面、及び銅粉末関東化学株式会社製、銅粉末,2N5、>99.5、325meshに対し、X線回折積分強度を測定し、それぞれの積分強度をI311及びI0311とした。X線回折積装置としては、株式会社リガク製RINT2500を使用し、Cu管球にて、管電圧25kV、管電流20mAで測定を行なった。<引張り強さ>引張試験機を用いてJISZ2241に従い、最終製品の圧延方向と平行の引張強さを測定した。<曲げ性>最終製品の試料の幅を10mmとし、JISH3130に従い、種々の曲げ半径Rで、BadwayBW:曲げ軸が圧延方向と同一方向のW曲げ試験を行った。次に、曲げ断面を機械研磨及びバフ研磨で鏡面に仕上げ、光学顕微鏡にて割れの有無を観察した。そして、割れの発生しない最小半径MBRの板厚tに対する比であるMBR/t値を求めた。得られた結果を表1に示す。時効前圧延または時効後圧延を行わなかった場合については加工度の欄に0と記し、歪取り焼鈍を行わなかった場合については温度の欄になしと記している。表1において、熱間圧延後の冷却方法以外の条件を同一とした発明例及び比較例のグループを2桁目又は3桁目の番号を同一としてまとめてある。例えば、発明例11,12、及び比較例11は熱間圧延後の冷却方法以外の条件を同一としたグループである。W曲げのMBR/t値には、結晶方位だけでなく、板厚薄いほど小さくなる、粗大析出物少ないほど小さくなる、結晶粒径適度な粒径がある、強度低いほど小さくなる等、様々な因子が影響する。各グループ内の実施例は、結晶方位以外の因子が同様になるように調整されたものである。表1から明らかなように、各グループにおいて、熱間圧延後に徐冷して導電率を10IACS以上に調整した各発明例の場合、I311/I0311が0.3以上となった。一方、熱間圧延後に水冷又はミスト冷却して導電率が10IACS未満となった各比較例の場合、I311/I0311が0.3未満となった。同じグループ内で比較すると、各発明例のMBR/tは各比較例のMBR/tより明らかに小さく、曲げ性が著しく向上していることがわかる。ただし、時効前圧延の加工度が50を超えた比較例101の場合、熱間圧延後に空冷して導電率を10IACS以上に調整したにも関わらず、I311/I0311が0.3未満となった。その結果、比較例と同等のMBR/tしか得られず、曲げ性の向上は認められなかった。"