"自身の表面に超電導物質の膜を形成させる超電導膜形成用圧延銅箔であって、700°Cで30分間焼鈍して再結晶組織に調質した状態において、圧延面のX線回折で求めた面の回折ピーク積分強度Iが、微粉末銅のX線回折で求めた面の回折ピーク積分強度I0に対し、I/I0が50以上であり、前記700°Cで30分間焼鈍して再結晶組織に調質した状態において、銅箔表面を電解研磨後にEBSDで観察した場合に、100方位からの角度差が15度以上の結晶粒の面積率が20以下であり、銅箔表面において、圧延平行方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60RDが200以上800以下である、超電導膜形成用圧延銅箔。自身の表面に超電導物質の膜を形成させる超電導膜形成用圧延銅箔であって、700°Cで30分間焼鈍して再結晶組織に調質した状態において、圧延面のX線回折で求めた面の回折ピーク積分強度Iが、微粉末銅のX線回折で求めた面の回折ピーク積分強度I0に対し、I/I0が50以上であり、銅箔表面において、圧延平行方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60RDと、圧延直角方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60TDとの比率G60RD/G60TDが1未満であり、銅箔表面において、圧延平行方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60RDが200以上800以下である、超電導膜形成用圧延銅箔。銅箔表面において、圧延平行方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60RDと、圧延直角方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60TDとの比率G60RD/G60TDが1未満である、請求項1に記載の超電導膜形成用圧延銅箔鋳塊を熱間圧延後、冷間圧延と焼鈍とを繰り返し、最後に最終冷間圧延を行って製造され、当該最終冷間圧延工程の総加工度が900~995である、請求項1~3のいずれかに記載の超電導膜形成用圧延銅箔。鋳塊を熱間圧延後、冷間圧延と焼鈍とを繰り返し、最後に最終冷間圧延を行って製造され、当該最終冷間圧延工程において、最終パスの1パス前の段階の銅箔表面において、圧延平行方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60RDが200を超える、請求項1~4のいずれか記載の超電導膜形成用圧延銅箔。しかしながら、自身の表面に直接又は間接的に超電導膜を形成させるための銅箔の表面性状についての検討は、未だ十分とはいえず、超電導膜の特性臨界電流密度等の向上も十分でないという問題がある。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、銅箔の立方体方位への配向度を改善しつつ銅箔の表面性状をも改善し、その表面に形成される超電導膜の特性が向上し、支持体との密着性にも優れる超電導膜形成用圧延銅箔の提供を目的とする。本発明者らは種々検討した結果、高加工度で冷間圧延した銅箔に付き、銅箔表面のオイルピットの性状を特定の状態に制御することで、再結晶後の立方体方位への配向度以下、単に配向度とも記すがさらに向上し、その表面に形成される超電導膜の特性が改善されることを知見した。オイルピットの最適な性状は、銅箔表面の光沢度の異方性を測定することによりマクロ的に評価できた。また、上記オイルピットの制御と同時に、銅箔表面の光沢度の絶対値を適正範囲に調整することにより、支持体との十分な接合強度を得ることもできた。上記の目的を達成するために、本発明の超電導膜形成用圧延銅箔は、自身の表面に超電導物質の膜を形成させる超電導膜形成用圧延銅箔であって、700°Cで30分間焼鈍して再結晶組織に調質した状態において、圧延面のX線回折で求めた面の回折ピーク積分強度Iが、微粉末銅のX線回折で求めた面の回折ピーク積分強度I0に対し、I/I0≧50であり、前記700°Cで30分間焼鈍して再結晶組織に調質した状態において、銅箔表面を電解研磨後にEBSDで観察した場合に、100方位からの角度差が15度以上の結晶粒の面積率が20以下であり、銅箔表面において、圧延平行方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60RDが200以上800以下である。又、本発明の超電導膜形成用圧延銅箔は、自身の表面に超電導物質の膜を形成させる超電導膜形成用圧延銅箔であって、700°Cで30分間焼鈍して再結晶組織に調質した状態において、圧延面のX線回折で求めた面の回折ピーク積分強度Iが、微粉末銅のX線回折で求めた面の回折ピーク積分強度I0に対し、I/I0が50以上であり、銅箔表面において、圧延平行方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60RDと、圧延直角方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60TDとの比率G60RD/G60TDが1未満であり、銅箔表面において、圧延平行方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60RDが200以上800以下である。さらに、本発明の超電導膜形成用圧延銅箔は、自身の表面に超電導物質の膜を形成させる超電導膜形成用圧延銅箔であって、700°Cで30分間焼鈍して再結晶組織に調質した状態において、圧延面のX線回折で求めた面の回折ピーク積分強度Iが、微粉末銅のX線回折で求めた面の回折ピーク積分強度I0に対し、I/I0が50以上であり、前記700°Cで30分間焼鈍して再結晶組織に調質した状態において、銅箔表面を電解研磨後にEBSDで観察した場合に、100方位からの角度差が15度以上の結晶粒の面積率が20以下であり、銅箔表面において、圧延平行方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60RDが200以上800以下であり、銅箔表面において、圧延平行方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60RDと、圧延直角方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60TDとの比率G60RD/G60TDが1未満であることが好ましい。鋳塊を熱間圧延後、冷間圧延と焼鈍とを繰返し、最後に最終冷間圧延を行って製造され、当該最終冷間圧延において、総加工度が900~995であることが好ましい。鋳塊を熱間圧延後、冷間圧延と焼鈍とを繰返し、最後に最終冷間圧延を行って製造され、当該最終冷間圧延において、最終パスの前の段階で、銅箔表面において圧延平行方向にJIS-Z8741に従って測定した60°光沢度G60RDが200以上であることが好ましい。本発明によれば、銅箔の立方体方位への配向度を改善しつつ銅箔の表面性状をも改善し、その表面に形成される超電導膜の特性が向上し、支持体との密着性にも優れる超電導膜形成用圧延銅箔が得られる。以下、本発明の実施形態に係る超電導膜形成用圧延銅箔について説明する。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。図1は、本発明の実施形態に係る超電導膜形成用圧延銅箔4を支持体2に積層してなる超電導膜形成用配向板10、及び超電導膜形成用配向板10の表面超電導膜形成用圧延銅箔4側の面に超電導膜8を形成してなる超電導材100を示す。支持体2は、超電導膜形成用配向板10の強度を確保するためのものであり、非磁性金属材料例えば、ステンレス鋼、ニッケル合金が好ましい。圧延銅箔4には再結晶熱処理が施され、その際に立方体方位が発達する。この熱処理の温度は、200°C以上、銅の融点以下とすることが好ましい。200°C未満の熱処理では、十分な配向組織が得られない場合がある。より好ましい熱処理温度は800°C以下であり、さらに好ましい熱処理温度は300~700°Cである。また、熱処理時間は、1~30分とするのが好ましい。熱処理温度が700°Cより高い、又は熱処理時間が30分より長い場合には、結晶粒界のグルーヴ溝が深くなることがあり、配向処理後にこれを除去するための研磨を要することがある。この銅箔4の熱処理は、銅箔4を支持体2に積層する前に行っても良いし、銅箔4を支持体2に積層した後に行っても良い。圧延銅箔4を支持体2に積層する方法としては、両者の接合面を乾式エッチングによって清浄化した後、両者を無加圧又は加圧して積層し、表面の原子間力によって接合する表面活性化接合を用いることができる特許文献2参照。超電導膜8を構成する超電導物質とは、その物質が特定の温度臨界温度以下に冷やされた時に電気抵抗が0になる物質をいう。特に、実用上の観点から、臨界温度が液体窒素の沸点-196°C以上である高温超電導物質が好ましい。高温超電導物質としては、例えば、イットリウム系超電導体YBCO、Y123、希土類元素系酸化物超電導体R123、銅酸化物高温超電導体が挙げられるがこれらに限定されない。なお、図1の例では、超電導膜形成用圧延銅箔4の表面に、Niめっき層等からなるバリア層6が形成されている。これは、超電導膜形成用圧延銅箔4の表面に超電導膜8を直接形成すると、成膜時に超電導膜8の成分酸化物等が銅箔4側へ拡散して酸化銅を形成したり、成膜時の高温によって銅箔4が酸化し易いからである。従って、超電導膜形成用圧延銅箔4の表面にバリア層6を形成することが好ましい。バリア層6としては、ニッケル又はニッケル合金が好適に用いられる。又、図1の例では、支持体2の片面に超電導膜形成用圧延銅箔4を形成しているが、支持体2の両面にそれぞれ超電導膜形成用圧延銅箔4を形成してもよい。次に、本発明の技術思想について説明する。本発明者らは、高加工度の冷間圧延により製造される、従来の超導電膜の基板用銅箔に対し、再結晶後の立方体方位への配向度をさらに改善する方法を鋭意研究した。その結果、最終冷間圧延において、例えば粗度の低いロールを用いて圧延することで、発達したせん断帯を伴うオイルピットが抑制され、該配向度がさらに上昇することを見出した。この配向度の上昇はEBSD測定による特定のパラメータ値により検出でき、このパラメータ値は超導電膜の基板特性に顕著な影響を及ぼした。また、該配向度のパラメータが適正条件に調整され優れた超電導膜基板特性を示す銅箔の表面性状は、銅箔表面の60°光沢度の異方性により特定できた。しかし、上記方法で圧延すると銅箔表面の粗さが小さくなりすぎ、銅箔と支持体との接合強度が低下する等の弊害が生じた。また、接合強度は、銅箔表面の光沢度の絶対値とよい相関を示し、光沢度の絶対値が一定の値を越えると接合強度が低下した。そして、せん断帯を伴うオイルピットの抑制と適度な粗さの確保という、相反する課題の解決策として、最終冷間圧延の最終パスの手前では銅箔の表面を平滑に仕上げ例えば、粗度の低いロールで圧延し、最終冷間圧延の最終パスで銅箔の表面を粗くする例えば、粗いロールで圧延する方法を知見した。この場合、低粗度のロールを用いることで、最終パス以前のパスにおけるせん断帯の成長が抑制され、最終パスで粗いロールを用いても発達したせん断帯を伴う深いオイルピットは生成せず、所望の光沢度異方性が得られる。同時に最終パスロールの表面粗さが材料表面に転写されることで、光沢度の絶対値は適正な範囲に調整される。この方法で得られた銅箔を用いたときの超電導膜の特性例えば、臨界電流密度Jcは、圧延加工度の調整のみで立方体方位を作り込んだ従来の銅箔と比較し明らかに向上していた。また、銅箔の支持体との接合強度をはじめとするほかの特性についても、従来銅箔に遜色ないものが得られた。上記のように、本発明者は、上記した銅箔表面の性状を、光沢度によってマクロ的に評価し、超電導膜の特性が向上する条件を見出した。従来から用いられている表面粗さの値だけでは、銅箔表面の性状を明確に捉えることができない。このようなオイルピットと光沢度との関係を、図2を参照して説明する。まず、図2aは、せん断帯が発達した深いオイルピットが存在しない場合を示す。圧延平行方向RDに沿って光沢度GRDを測定すると、オイルピットで反射光の向きが変わって検出されず、光沢度は低くなる。一方、圧延直角方向TDに沿って光沢度GTDを測定した場合、オイルピットがTDに沿って延びていることから、オイルピットで反射光の向きが横にRD方向にずれるものの検出され、光沢度は高くなる。つまり、GRDに比べてGTDが相対的に高くなり、後述する60°光沢度を測定すると、G60RD/G60TD<1の関係を満たす。次に、図2bは、せん断帯が発達してオイルピットが増えた場合である。圧延平行方向RD及び圧延直角方向TDのいずれに沿って光沢度を測定しても、オイルピットで反射光の向きが変わって検出されず、光沢度は低くなる。この場合、GRDに比べてGTDが相対的に低くなり、後述する60°光沢度を測定すると、G60RD/G60TD≧1の関係を満たす。次に、本発明の圧延銅箔の規定及び組成について説明する。1銅箔の立方体方位への配向度超導電膜の基板として用いられる銅箔には、再結晶熱処理後に、立方体方位が発達することが求められる。立方体方位の評価方法として、圧延面のX線回折で求めた200面の回折ピーク強度Iの微粉末銅のX線回折で求めた200面の回折ピーク強度I0に対する比I/I0を測定する方法がある。前述したように、上記再結晶熱処理は、超電導膜形成用配向板の製造プロセスにおいて、銅箔を立方体方位に配向させるために行われるものであり、熱処理温度は200°C~純銅の融点の範囲が好ましく、より好ましくは800°C以下、さらに好ましくは300~700°Cである。また、熱処理時間は1~30分とするのが好ましい。銅箔が十分に再結晶すれば、熱処理の温度または時間が上記範囲で変化しても、I/I0値に及ぼす影響は無視できる程度である。本発明者らの検討によると、特許文献2等で開示されている高加工度の冷間圧延で製造された銅箔は、700°Cで30分間の再結晶焼鈍後に、50以上の非常に高いI/I0値を発現した。I/I0値が50未満になると、超電導膜の特性が著しく低下する。そこで、I/I0値を50以上に規定する。I/I0値は好ましくは60以上、さらに好ましくは80以上である。一方、I/I0値の上限値については、超電導膜の特性の点からは規制されず、一般的に高ければ高いほど良いが、後述の工程で製造される本発明の銅箔ではI/I0値が200を超えることはない。本発明者らは、この50以上のI/I0値を発現する銅箔について、EBSD法を用い結晶方位を解析することにより、その結晶方位を超電導膜の特性に対し最適化した。ここで、EBSDElectronBackScatterDiffraction:電子後方散乱回折とは、SEMScanningElectronMicroscope:走査電子顕微鏡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て結晶方位を解析する技術である。通常、電子線は銅合金表面に照射され、このとき得られる情報は電子線が侵入する数10nmの深さまでの方位情報、すなわち極表層の方位情報である。その結果、本発明の一態様では、700°Cで30分間の再結晶焼鈍後に、[100]方位からの角度差が15度以上の結晶粒の面積率以下、Se値が20以下であることを特徴とする組織を発現させれば、超電導膜の特性が著しく向上することが明らかになった。Se値が20未満であれば、銅箔表面の結晶粒同士の方位差が小さく、均一な組織の中に結晶方位の異なる結晶粒が存在する割合が少なくなるためと考えられる。なお、上記I/I0値の場合と同様、700°Cで30分間の焼鈍は、超電導膜形成工程における銅箔の再結晶配向化熱処理工程を模擬したものであり、銅箔が十分に再結晶すれば、熱処理の温度または時間が上記範囲で変化しても、Se値に及ぼす影響は無視できる程度である。2G60RD/G60TD光沢度の異方性圧延平行方向に測定した表面の60°光沢度G60RDと、圧延直角方向に測定した表面の60°光沢度G60TDとの比率G60RD/G60TDを1未満に規定する。G60RD/G60TDの値が1以上となる条件で圧延した銅箔はせん断帯が発達し、銅箔表面に形成される超電導膜の特性が低下する。G60RD/G60TDの値が低くなっても超電導膜の特性上は問題ないが、下記実施例に記載の工程で製造した銅箔では、06以上の値となる。3光沢度G60RD光沢度の絶対値圧延平行方向RDに測定した表面の60°光沢度G60RDを200以上800以下とする。G60RDが800を超えると、銅箔と支持体との接合強度が低下する。一方、G60RDが200未満の場合、深いせん断変形帯が発達しているために銅箔表面の結晶の配向度が低下し、銅箔表面に形成される超電導膜の特性が低下する。6組成銅箔としては、純度99.9質量以上のタフピッチ銅、無酸素銅を用いることができ、又、要求される強度や導電性に応じて公知の銅合金を用いることができる。無酸素銅はJISH3510合金番号C1011、JISH3100合金番号C1020に規格され、タフピッチ銅はJISH3100合金番号C1100に規格されている。公知の銅合金としては、例えば、0.001~0.3質量の錫入り銅合金より好ましくは0.001~0.02質量の錫入り銅合金;0.01~0.05質量の銀入り銅合金;0.005~0.02質量のインジウム入り銅合金;0.005~0.02質量のクロム入り銅合金;錫、銀、インジウム、及びクロムの群から選ばれる一種以上を合計で0.05質量以下含む銅合金等が挙げられ、中でも、導電性に優れたものとして002質量銀添加銅がよく用いられる。7銅箔の製造方法次に、本発明の圧延銅箔の製造方法の一例について説明する。まず、銅及び必要な合金元素、さらに不可避不純物からなる鋳塊を熱間圧延後、冷間圧延と焼鈍とを繰り返し、最後に最終冷間圧延で所定厚みに仕上げる。最終冷間圧延では、材料を繰り返し圧延機に通板パスすることで所定の厚みに仕上げる。最終圧延での総加工度を90以上とすることで、再結晶熱処理後に200面のI/I0値が50以上となる。ここで、総加工度rは、最終冷間圧延における板厚減少率であり、r=t0-t/t0×100t0:最終冷間圧延前の厚み、t:最終冷間圧延後の厚みで与えられる。なお、最終冷間圧延の直前の焼鈍で得られる再結晶粒の平均粒径が5~20μmになるよう焼鈍条件を調整すると、高いI/I0値がより安定して得られる。最終冷間圧延の総加工度は99.5以下とすることが好ましく、より好ましくは99.0以下であり、さらに好ましくは98.0以下である。総加工度を低くすることで、オイルピットの深さを抑制できる。また、最終圧延での総加工度は90以上とすることが好ましい。総加工度が90.0未満になると、再結晶熱処理後の200面のI/I0値が50未満になることがある。より好ましい総加工度は93.0以上、さらに好ましい総加工度は95.0以上である。なお、G60RD/G60TDを1未満、G60RDを200~800とする方法としては、上記したように最終冷間圧延において、最終パス以前のパスでせん断帯の発達を抑制する、つまり最終パス以前のパスで、圧延後の材料表面が平滑になる条件で圧延すればよい。また、最終冷間圧延の最終パスでは、圧延後の材料表面が粗くなる条件で圧延し、最終的に得られる銅箔表面を粗くすればよい。具体的には、最終冷間圧延の最終パスの手前では、銅箔の表面をあまり粗くしないよう、粗さが比較的小さいロール表面粗さRaが例えば005μm以下を用いて圧延したり、最終冷間圧延における1パス加工度を大きくして圧延すればよい。一方、最終冷間圧延の最終パスでは、粗さが比較的大きいロール表面粗さRaが例えば006μm以上を用いて圧延したり、粘度の高い圧延油を用いて圧延し、最終的に得られる銅箔表面を粗くする。なお、上記では最終1パスのみで銅箔表面を粗く仕上げる方法を例示したが、最終2パスで、上記したように粗いロールを用いたり粘度の高い圧延油を用いて圧延したりすることで、G60RD/G60TDを1未満、G60RDを200~800の表面を得ることも可能である。ただし、調整のしやすさから、最終パスのみの圧延条件を調整することが好ましい。一方、最終冷間圧延の最終3パス以前からロールの粗さを粗くすると、せん断変形帯が発達し、G60RD/G60TDが1以上となる。これに対し、最終冷間圧延の最終パスの手前で銅箔表面を粗くし、最終冷間圧延の最終パスで銅箔の表面を平滑にすると、G60RD/G60TDが1以上となり、100方位からの角度差が15度以上の結晶粒の面積率が20を超える。この場合、最終パスで粗度の低いロールを用いることで、最終パスの手前で形成されたオイルピットのうち、銅箔表面に近い部分が最終パスで広げられて平らに近づき、G60RDは高くなる。一方、最終パスの手前で粗いロールを用いているため、オイルピットにはせん断帯が発達してしまい、最終パス後にもせん断帯を伴う深いオイルピットが残留し、G60TDが低下する。その結果、G60RD/G60TDが1以上となる。なお、この条件で圧延した場合、G60RDは高くなる傾向にあるものの、800以下の値は得られる。最終冷間圧延のすべてのパスにおいて銅箔表面を平滑に仕上げると、G60RD/G60TDは1未満になるが、G60RDが800を超える。従って、100方位からの角度差が15度以上の結晶粒の面積率が20以下となるが、銅箔が平滑になりすぎ支持体との十分な接合強度が得られない。最終冷間圧延のすべてのパスにおいて、銅箔表面を粗く仕上げると、G60RDは800以下となるが、深いオイルピットが生成しG60RD/G60TDが1以上となる。従って、支持体との十分な接合強度は得られるが、100方位からの角度差が15度以上の結晶粒の面積率が20を超える。従来はこの条件で最終圧延が行われる傾向にあった。これは、銅箔の表面粗さを小さくするために例えばロールの表面粗さを小さくすると、ロール表面と被圧延材との間でスリップが発生しやすくなり圧延速度が上げられなくなる効率が低下する等の問題が生じるためである。表1に示す組成の元素を添加したタフピッチ銅又は無酸素銅を原料としてインゴットを鋳造し、800~900°Cで厚さ10mmまで熱間圧延を行い、表面の酸化スケールを面削した後、冷間圧延と焼鈍とを繰り返し、最後に最終冷間圧延で表1に記載の厚みに仕上げた。なお、表1の組成の欄において、例えば0.02Ag添加TPCは、JIS-H3100合金番号C1100のタフピッチ銅TPCに0.02質量のAgを添加したことを意味し、0.01Ag0.005Sn添加OFCはJIS-H3100合金番号C1020の無酸素銅OFCに0.01質量のAg及び0.005質量のSnを添加したことを意味する。但し、実施例6のみ無酸素銅としてJISH3510合金番号C1011に規格されている無酸素銅OFCを用い、実施例4、5、8、9、比較例7、8は無酸素銅としてJISH3100合金番号C1020に規格されている無酸素銅OFCを用いた。なお、最終冷間圧延は10~15パスで行い、表1に示すように、最終パスの手前までのロールの表面粗さ、及び最終パスのロールの表面粗さを変えて圧延を行った。最終圧延の1パス目から最終パスの手前までのロールの表面粗さはすべて同じである。このようにして得られた各銅箔試料について、諸特性の評価を行った。1光沢度圧延平行方向RD、及び圧延直角方向TDにそれぞれ沿って銅箔表面の光沢度G60RD、G60TDをJISZ8741に従って測定した。2立方体集合組織得られた銅箔を、再結晶配向化熱処理を模し95窒素と5水素からなる雰囲気中700°Cで30分間加熱した。その後、圧延面のX線回折で求めた200面回折ピーク強度の積分値Iを求めた。この値をあらかじめ測定しておいた微粉末銅関東化学株式会社製、325mesh、>99.5銅粉末の200面回折ピーク強度の積分値I0で割り、I/I0値を計算した。測定装置にはRINT2500株式会社リガク製を用い、X線源にはCoを用いた。3EBSDによる方位差得られた銅箔を、再結晶配向化熱処理を模し95窒素と5水素からなる雰囲気中700°Cで30分間加熱した。加熱後の試料表面を電解研磨後にEBSD後方散乱電子線回析装置、日本電子株式会社JXA8500F、加速電圧20kV、電流2×10-8A、測定範囲1000μm×1000μm、ステップ幅5μmで観察した。100方位からの角度差が15度以上の結晶粒の面積率を画像解析で求めた。なお、図3は実施例1の光学顕微鏡像を示し、図4は比較例3の光学顕微鏡像を示す。又、図5は実施例1のEBSD測定結果を示し、図6は比較例3のEBSD測定結果を示す。図5、図6において、灰色や黒色の領域が100方位からの角度差が15度以上の結晶粒を示す。4銅箔と支持体との接合強度ピール強度得られた各銅箔を、再結晶配向化熱処理として95窒素と5水素からなる雰囲気中700°Cで30分間加熱した。加熱後の銅箔と支持体SUS316のステンレス鋼、厚み0.1mmとを、所定の真空装置内に設置し、各接合面にアルゴンイオンビームエッチングを施して清浄化した。その後、真空装置内で銅箔と支持体を積層して加圧し、超電導膜形成用配向板を得た。次に、PC-TM-650に準拠し、引張り試験機株式会社島津製作所製オートグラフAGS-Xで常態ピール強度を測定し、ピール強度が10N/mmを超えたものを◎、10N/mm以下で0.8N/mmを越えたものを○、0.8N/mm以下で06N/mmを越えたものを△、06N/mm以下のものを×とした。5超電導膜の特性臨界電流密度Jc上記4で得られた超電導膜形成用配向板の銅箔面に、バリア層としてNiめっき層を2μm電気めっきし、バリア層上にTFAMODMetalOrganicDepositionusingTrifluoroacetates法により、YBCO膜からなる超電導膜を形成した。そして、77K、自己磁界中で直流4端子法により、1μV/cmの電圧基準で臨界電流密度Jcを測定した。なお、Jcが100000A/cm2を超える場合を◎、10000A/cm2を超えて100000A/cm2以下の場合を○、100A/cm2を超えて10000A/cm2以下の場合を△、100A/cm2以下の場合を×として表した。得られた結果を表1に示す。各実施例では、G60RDが200以上800以下でI/I0≧50であり、EBSDによる100方位からの角度差が15度以上の結晶粒の面積率が20未満、またG60RD/G60TDが1未満となった。このため、銅箔表面が適度に平滑になって超電導膜の特性臨界電流密度が向上し、支持体との接合強度も優れていた。なお、各実施例では、最終圧延において、総加工度を90.0~99.5に調整し、最終パスの手前までRaが0.05μm以下の平滑なロールを用い、最終パスではRaが0.06μm以上の粗いロールを用いた。また、最終パス前の圧延平行方向の60°光沢度G60RDは200以上であった。一方、最終冷間圧延で、最終パスの手前までのロールのRaを0.05μm以下とし最終パスのロールのRaを0.06μm未満としたすべてのパスで平滑なロールを使用した比較例1の場合、銅箔表面のG60RDが800を超え、支持体との接合強度に劣った。最終冷間圧延での総加工度を90.0より低くした比較例5の場合、I/I0が50未満となり、G60RD/G60TDを1未満に調整しても100方位からの角度差が15度以上の結晶粒の面積率が20を超えた。このため、超電導膜の特性臨界電流密度が低下した。また最終圧延加工度が99.5を超えた比較例6の場合は、加工度が高いためにせん断帯が発達し、G60RD/G60TDが1以上となった。そのため上記面積率が20を超えて、超電導膜の特性臨界電流密度が低下した。最終冷間圧延で、最終パスの手前までのロールのRaを006μm以上に粗くし、最終パスのロールのRaを005μm以下とした比較例2、4、7の場合、最終パスの1パス前のG60RDが200未満となり、上記面積率が20を超えた。この結果、超電導膜の特性臨界電流密度が低下した。特に比較例7は、比較例2,4に比べて最終パスの1パス前のG60RDの値が最も小さく、I/I0が50未満となった。最終冷間圧延で、最終パスの手前までのロールの表面粗さ、及び最終パスのロールの表面粗さをいずれもRa006μm以上に粗くした比較例3、8の場合、最終パスの1パス前のG60RDが200未満となり、G60RD/G60TDが1以上となった。また上記面積率が20を超えて超電導膜の特性臨界電流密度が低下した。特に比較例8は、比較例3よりも最終パスの1パス前のG60RDが低く、総加工度も低いためにI/I0が50未満となった。"