Ni:1.0~4.0質量、Si:0.2~1.0質量を含有し、残部がCu及び不可避不純物からなる電子材料用銅合金条であって、圧延面を基準としたX線回折極点図測定により得られる結果で、下記のa及びbの両方を満たす銅合金条:a200極点図においてα=20°におけるβ走査による回折ピーク強度のうち、β角度145°のピーク高さが標準銅粉末のそれに対して5.2倍以下であること;b111極点図においてα=75°におけるβ走査による回折ピーク強度のうち、β角度185°のピーク高さが標準銅粉末のそれに対して3.4倍以上であること。圧延方向に平行な方向における垂下カールが35mm以下である請求項1に記載の銅合金条。更にCr、Mg、P、As、Sb、Be、B、Mn、Sn、Ti、Zr、Al、Fe、Zn及びAgの群から選ばれる少なくとも1種を総計で最大2.0質量含有する請求項1又は2記載の銅合金条。-以下の1~2から選ばれる組成をもつインゴットを溶解鋳造する工程1と、1Ni:1.0~4.0質量、Si:0.2~1.0質量を含有し、残部がCu及び不可避不純物からなる組成21に、更にCr、Mg、P、As、Sb、Be、B、Mn、Sn、Ti、Zr、Al、Fe、Zn及びAgの群から選ばれる少なくとも1種を総計で最大2.0質量含有する組成-900°C以上1000°C以下で1時間以上加熱後に熱間圧延を行い、熱間圧延終了時の温度を750°C以上とし、750°Cから400°Cまでの平均冷却速度を5°C/s以上として冷却する工程2と、-冷間圧延工程3と、-700°C以上900°C以下で溶体化処理を行い、400°Cまでの平均冷却速度を毎秒10°C以上として冷却する工程4と、-材料温度を400~500°Cとして1~12時間加熱する一段目と、次いで、材料温度を350~450°Cとして1~12時間加熱する二段目と、次いで、材料温度を260~340°Cとして4~30時間加熱する三段目を有し、一段目から二段目までの冷却速度及び二段目から三段目までの冷却速度はそれぞれ0.1°C/分以上とし、一段目と二段目の温度差を20~60°Cとし、二段目と三段目の温度差を20~180°Cとしてバッチ炉で材料をコイル状に巻いたまま多段時効する時効処理工程5と、-冷間圧延工程6と、を順に行うことを含む請求項1~3の何れか一項に記載の銅合金条の製造方法。工程6の後に、材料温度を200~500°Cとして1秒~1000秒加熱する調質焼鈍を実施する請求項4に記載の製造方法。請求項1~3の何れか一項に記載の銅合金条を加工して得られた伸銅品。請求項1~3の何れか一項に記載の銅合金条を加工して得られた電子部品。このように、Cu-Ni-Si系銅合金の特性改良のための研究開発は種々行われているものの、工業的規模で条材を製造する場合には形状精度が不十分であり、とりわけ垂下カールが十分に制御できていないという問題があることを本発明者は見出した。垂下カールとは、材料が圧延方向に反るという現象である。条製品を製造する場合には、生産効率や製造設備の観点から、時効処理はバッチ炉で行うのが通常であるが、バッチ式だと材料をコイル状に巻いたままで加熱処理するため、巻き癖がついてしまう。その結果、形状垂下カールが悪くなってしまうのである。垂下カールが発生すると、電子材料用の端子をプレス加工する際、プレス加工後の形状が安定しない、すなわち寸法精度が低下するという問題が生じるので、極力抑制することが望まれる。本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、強度、導電率、曲げ加工性及びばね限界値のバランスに優れ、しかも、垂下カールが抑制されたCu-Ni-Si系合金条を提供することを課題とする。また、本発明は当該Cu-Ni-Si系合金条の製造方法を提供することを別の課題とする。本発明者は、上記課題を解決するために、鋭意研究を重ねたところ、溶体化処理後に時効処理、冷間圧延を順に実施し、しかも、時効処理を特定の温度及び時間条件による3段階時効で実施して得られるCu-Ni-Si系合金条は、強度及び導電性及びばね限界値のバランスに優れ、しかも、垂下カールの抑制が可能となることを見出した。そして、当該方法によって得られた銅合金条は、圧延面を基準としたX線回折極点図測定の各αにおいて、βに対する回折強度の銅粉末に対する比を求めた結果、200極点図においてα=20°、β=145°に見られるピーク高さの標準銅粉末のそれに対する比率が5.2倍以下であり、なおかつ、111極点図においてα=75°、β=185°に見られるピーク高さの標準銅粉末のそれに対する比率が3.4倍以上であるという特異性を有することを見出した。このような回折ピークが得られた理由は不明であるが、第二相粒子の微細な分布状態が影響を与えていると考えられる。上記の知見を基礎として完成した本発明は一側面において、Ni:1.0~4.0質量、Si:0.2~1.0質量を含有し、残部がCu及び不可避不純物からなる電子材料用銅合金条であって、圧延面を基準としたX線回折極点図測定により得られる結果で、下記のa及びbの両方を満たす銅合金条である。a200極点図においてα=20°におけるβ走査による回折ピーク強度のうち、β角度145°のピーク高さが標準銅粉末のそれに対して5.2倍以下であること;b111極点図においてα=75°におけるβ走査による回折ピーク強度のうち、β角度185°のピーク高さが標準銅粉末のそれに対して3.4倍以上であること。本発明に係る銅合金条は一実施形態において、圧延方向に平行な方向における垂下カールが35mm以下である。本発明に係る銅合金条は更に別の一実施形態において、更にCr、Mg、P、As、Sb、Be、B、Mn、Sn、Ti、Zr、Al、Fe、Zn及びAgの群から選ばれる少なくとも1種を総計で最大2.0質量含有する。本発明は別の一側面において、-以下の1~2から選ばれる組成をもつインゴットを溶解鋳造する工程1と、1Ni:1.0~4.0質量、Si:0.2~1.0質量を含有し、残部がCu及び不可避不純物からなる組成21に、更にCr、Mg、P、As、Sb、Be、B、Mn、Sn、Ti、Zr、Al、Fe、Zn及びAgの群から選ばれる少なくとも1種を総計で最大2.0質量含有する組成-900°C以上1000°C以下で1時間以上加熱後に熱間圧延を行い、熱間圧延終了時の温度を750°C以上とし、750°Cから400°Cまでの平均冷却速度を5°C/s以上として冷却する工程2と、-冷間圧延工程3と、-700°C以上900°C以下で溶体化処理を行い、400°Cまでの平均冷却速度を毎秒10°C以上として冷却する工程4と、-材料温度を400~500°Cとして1~12時間加熱する一段目と、次いで、材料温度を350~450°Cとして1~12時間加熱する二段目と、次いで、材料温度を260~340°Cとして4~30時間加熱する三段目を有し、一段目から二段目までの冷却速度及び二段目から三段目までの冷却速度はそれぞれ0.1°C/分以上とし、一段目と二段目の温度差を20~60°Cとし、二段目と三段目の温度差を20~180°Cとしてバッチ炉で材料をコイル状に巻いたまま多段時効する時効処理工程5と、-冷間圧延工程6と、を順に行うことを含む上記銅合金条の製造方法である。本発明に係る銅合金条の製造方法は一実施形態において、工程6の後に、材料温度を200~500°Cとして1秒~1000秒加熱する調質焼鈍を実施する。本発明は更に別の一側面において、本発明に係る銅合金条を加工して得られた伸銅品である。本発明は更に別の一側面において、本発明に係る銅合金条を加工して得られた電子部品である。本発明によって、強度、導電率、曲げ加工性及びばね限界値のバランスに優れ、しかも、垂下カールが抑制されたCu-Ni-Si系合金条が得られる。Ni及びSiの添加量Ni及びSiは、適当な熱処理を施すことにより金属間化合物を形成し、導電率を劣化させずに高強度化が図れる。Ni及びSiの添加量がそれぞれNi:1.0質量未満、Si:0.2質量未満では所望の強度が得られず、逆に、Ni:4.0質量超、Si:1.0質量超では、高強度化は図れるが導電率が著しく低下し、曲げ加工性も低下する。更には熱間加工性が劣化する。よってNi及びSiの添加量はNi:1.0~4.0質量、Si:0.2~1.0質量とした。Ni及びSiの添加量は好ましくは、Ni:1.5~2.0質量、Si:0.3~0.8質量である。また、Siの質量濃度に対してNiとの質量濃度の比Ni/Siが低すぎる、すなわち、Niに対してSiの比率が高過ぎると、固溶Siにより導電率が低下したり、焼鈍工程において材料表層にSiO2の酸化皮膜を形成して半田付け性が劣化したりする。一方、Siに対するNiの割合が高くすぎると、シリサイド形成に必要なSiが不足して高い強度が得られにくい。そのため、合金組成中のNi/Si比は3.5≦Ni/Si≦5の範囲に制御することが好ましく、3.7≦Ni/Si≦4.7の範囲に制御することがより好ましい。Crの添加量Crは溶解鋳造時の冷却過程において結晶粒界に優先析出するため粒界を強化でき、熱間加工時の割れが発生しにくくなり、歩留低下を抑制できる。すなわち、溶解鋳造時に粒界析出したCrは溶体化処理などで再固溶するが、続く時効析出時にCrを主成分としたbcc構造の析出粒子またはSiとの化合物を生成する。通常のCu-Ni-Si系合金では添加したSi量のうち、時効析出に寄与しなかったSiは母相に固溶したまま導電率の上昇を抑制するが、珪化物形成元素であるCrを添加して、珪化物をさらに析出させることにより、固溶Si量を低減でき、強度を損なわずに導電率を上昇できる。しかしながら、Cr濃度が0.5質量、とりわけ2.0質量を超えると粗大な第二相粒子を形成しやすくなるため、製品特性を損なう。従って、本発明に係るCu-Ni-Si系合金には、Crを最大で2.0質量添加することができる。但し、0.03質量未満ではその効果が小さいので、好ましくは0.03~0.5質量、より好ましくは0.09~0.3質量添加するのがよい。Mg、Mn、Ag及びPの添加量Mg、Mn、Ag及びPは、微量の添加で、導電率を損なわずに強度、応力緩和特性等の製品特性を改善する。添加の効果は主に母相への固溶により発揮されるが、第二相粒子に含有されることで一層の効果を発揮させることもできる。しかしながら、Mg、Mn、Ag及びPの濃度の総計が2.0質量を超えると特性改善効果が飽和するうえ、製造性を損なう。従って、本発明に係るCu-Ni-Si系合金には、Mg、Mn、Ag及びPから選択される1種又は2種以上を総計で最大2.0質量、好ましくは最大1.5質量添加することができる。但し、0.01質量未満ではその効果が小さいので、好ましくは総計で0.01~1.0質量、より好ましくは総計で0.04~0.5質量添加するのがよい。Sn及びZnの添加量Sn及びZnにおいても、微量の添加で、導電率を損なわずに強度、応力緩和特性、めっき性等の製品特性を改善する。添加の効果は主に母相への固溶により発揮される。しかしながら、Sn及びZnの総計が2.0質量を超えると特性改善効果が飽和するうえ、製造性を損なう。従って、本発明に係るCu-Ni-Si系合金には、Sn及びZnから選択される1種又は2種を総計で最大2.0質量添加することができる。但し、0.05質量未満ではその効果が小さいので、好ましくは総計で0.05~2.0質量、より好ましくは総計で0.5~1.0質量添加するのがよい。As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al及びFeの添加量As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al及びFeにおいても、要求される製品特性に応じて、添加量を調整することで、導電率、強度、応力緩和特性、めっき性等の製品特性を改善する。添加の効果は主に母相への固溶により発揮されるが、第二相粒子に含有され、若しくは新たな組成の第二相粒子を形成することで一層の効果を発揮させることもできる。しかしながら、これらの元素の総計が2.0質量を超えると特性改善効果が飽和するうえ、製造性を損なう。従って、本発明に係るCu-Ni-Si系合金には、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al及びFeから選択される1種又は2種以上を総計で最大2.0質量添加することができる。但し、0.001質量未満ではその効果が小さいので、好ましくは総計で0.001~2.0質量、より好ましくは総計で0.05~1.0質量添加するのがよい。上記したCr、Mg、Mn、Ag、P、Sn、Zn、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al及びFeの添加量が合計で2.0質量を超えると製造性を損ないやすいので、好ましくはこれらの合計は2.0質量以下とし、より好ましくは1.5質量以下とする。結晶方位本発明に係る銅合金は一実施形態において、圧延面を基準としたX線回折極点図測定の各αにおいて、βに対する回折強度の銅粉末に対する比を求めた結果で、200極点図においてα=20°、β=145°に見られるピーク高さの標準銅粉末のそれに対する比率が以下、α=20°におけるβ角度145°のピーク高さ比率という。が5.2倍以下である。α=20°におけるβ角度145°のピーク高さ比率は好ましくは5.0倍以下であり、より好ましくは4.8倍以下であり、典型的には3.5~5.2である。純銅標準粉末は325メッシュJISZ8801の純度99.5の銅粉末で定義される。また、本発明に係る銅合金は一実施形態において、圧延面を基準としたX線回折極点図測定の各αにおいて、βに対する回折強度の銅粉末に対する比を求めた結果で、111極点図においてα=75°、β=185°に見られるピーク高さの標準銅粉末のそれに対する比率が以下、α=75°におけるβ角度185°のピーク高さ比率という。が3.4倍以上である。α=75°におけるβ角度185°のピーク高さ比率は好ましくは3.6倍以上であり、より好ましくは3.8倍以上であり、典型的には3.4~5.0である。純銅標準粉末は325メッシュJISZ8801の純度99.5の銅粉末で定義される。{200}Cu面の回折ピークでのα=20°におけるβ角度145°のピーク高さ、及び、{111}Cu面の回折ピークでのα=75°におけるβ角度185°のピーク高さを制御することによって強度、導電率及びばね限界値のバランスに優れ、しかも、垂下カールが抑制される理由は必ずしも明らかではなく、あくまでも推定であるが、1回目の時効処理を3段時効にすることで、1段目及び2段目で析出した第2相粒子の成長及び3段目で析出した第2相粒子により、次工程の圧延で加工歪が蓄積されやすくなったためと考えられる。{111}Cu面の回折ピークでのα=75°におけるβ角度185°のピーク高さ、及び、{200}Cu面の回折ピークでのα=20°におけるβ角度145°のピーク高さは極点図測定で測定する。極点図測定は、ある1つの回折面{hkl}Cuに着目して、着目した{hkl}Cu面の2θ値に対し検出器の走査角2θを固定し、α軸走査をステップで行い、角α値に対して試料をβ軸走査0~360°まで面内回転自転させる測定方法である。なお、本発明のXRD極点図測定では、試料面に垂直方向をα90°と定義し、測定の基準とする。また、極点図測定は、反射法α:-15°~90°で測定する。{111}Cu面の回折ピークでのα=75°におけるβ角度185°のピーク高さは、α=75°においてβ角度に対する強度をプロットして、β=180°~190°の範囲で最も高い強度を185°のピーク値として読み取る。{200}Cu面の回折ピークでのα=20°におけるβ角度145°のピーク高さは、α=20°においてβ角度に対する強度をプロットして、β=140°~150°の範囲で最も高い強度を145°のピーク値として読み取る。特性本発明に係る銅合金条は一実施形態において、圧延方向に平行な方向における垂下カールが35mm以下であり、好ましくは20mm以下であり、より好ましくは15mm以下であり、例えば10~30mmである。本発明において、圧延方向に平行な方向における垂下カールは以下の手順で求める。試験対象となる条材から、圧延方向に平行な長手方向に500mm×圧延方向に直角な幅方向に10mmの長さをもつ細長形状の測定用サンプルを切り出し、このサンプルの長手方向の一端を把持し、他端を下方へと垂下し、この他端の鉛直線に対する反り量を測定し、これを垂下カールとする。なお、本発明においては垂下カールを上記のように測定することとしているが、圧延方向に平行な長手方向の長さが500~1000mmで、圧延方向に直角な幅方向に10~50mmの長さをもつ細長形状のサンプルであれば、垂下カールの測定結果はほとんど変わらない。製造方法コルソン系銅合金の一般的な製造プロセスでは、まず大気溶解炉を用い、電気銅、Ni、Si等の原料を溶解し、所望の組成の溶湯を得る。そして、この溶湯をインゴットに鋳造する。その後、熱間圧延を行い、冷間圧延と熱処理を繰り返して、所望の厚み及び特性を有する条や箔に仕上げる。熱処理には溶体化処理と時効処理がある。溶体化処理では、約700~約1000°Cの高温で加熱して、第二相粒子をCu母地中に固溶させ、同時にCu母地を再結晶させる。溶体化処理を、熱間圧延で兼ねることもある。時効処理では、約350~約550°Cの温度範囲で1時間以上加熱し、溶体化処理で固溶させた第二相粒子をナノメートルオーダーの微細粒子として析出させる。この時効処理で強度と導電率が上昇する。より高い強度を得るために、時効前及び/又は時効後に冷間圧延を行なうことがある。また、時効後に冷間圧延を行なう場合には、冷間圧延後に歪取焼鈍低温焼鈍を行なうことがある。上記各工程の合間には適宜、表面の酸化スケール除去のための研削、研磨、ショットブラスト酸洗等が適宜行なわれる。本発明に係る銅合金においても上記の製造プロセスを経るが、最終的に得られる銅合金の特性が本発明で規定するような範囲となるためには、溶体化処理及びその後の工程を厳密に制御して行なうことが重要である。まず、鋳造時の凝固過程では粗大な晶出物が、その冷却過程では粗大な析出物が不可避的に生成するため、その後の工程においてこれらの第二相粒子を母相中に固溶する必要がある。900°C~1000°Cで1時間以上保持後に熱間圧延を行い、熱間圧延終了時の温度を750°C以上とすれば母相中に固溶することができる。熱間圧延終了時の温度が750°C未満では固溶した元素が再び析出するため、高い強度を得ることが困難となる。よって高強度を得るためには750°C以上で熱間圧延を終了し、速やかに冷却することが望ましい。具体的には、熱間圧延の後、材料温度が750°Cから400°Cまで低下するときの冷却速度を5°C/s以上、好ましくは8°C/s以上、例えば5~25°C/s、典型的には8~20°Cとするのがよい。本発明においては、熱間圧延後の、750°Cから400°Cまでの平均冷却速度は材料温度が750°Cから400°Cまで低下するときの時間を計測し、°C/冷却時間sによって算出した値°C/sをいう。溶体化処理では、溶解鋳造時の晶出粒子や、熱延後の析出粒子を固溶させ、溶体化処理以降の時効硬化能を高めることが目的である。このとき溶体化処理時の保持温度と時間、および保持後の冷却速度が重要となる。保持時間が一定の場合には、保持温度を高くすると、溶解鋳造時の晶出粒子や、熱延後の析出粒子を固溶させることが可能となる。溶体化処理は連続炉及びバッチ炉の何れで実施しても良いが、本発明のような条材を工業的に生産する上では、生産効率の観点から連続炉で実施することが好ましい。溶体化処理後の冷却速度は速いほど冷却中の析出を抑制できる。冷却速度が遅すぎる場合には、冷却中に第二相粒子が粗大化して、第二相粒子中のNi及びSi含有量が増加するため、溶体化処理で十分な固溶を行えず、時効硬化能が低減する。よって、溶体化処理後の冷却は急冷却とするのが好ましい。具体的には、700°C~900°Cで10~3600秒の溶体化処理後、平均冷却速度を毎秒10°C以上、好ましくは15°C以上、より好ましくは毎秒20°C以上として400°Cまで冷却するのが効果的である。上限は特に規定しないが、設備の仕様上毎秒100°C以下となる。ここでの、平均冷却速度は溶体化温度から400°Cまでの冷却時間を計測し、°C/冷却時間秒によって算出した値°C/秒をいう。なお、第二相粒子の析出が著しいのは400°C程度までなので、400°C未満における冷却速度は問題とならない。熱間圧延後の冷却速度を管理せずに、溶体化処理後の冷却速度のみを制御しても、所望の結晶方位を得ることが難しくなる。熱間圧延後の冷却速度、及び溶体化処理後の冷却速度は共に制御する必要がある。冷却を速くする方法としては水冷が最も効果的である。ただし、水冷に使用する水の温度により冷却速度が変わるため、水温の管理をすることでより冷却を速くすることができる。水温が25°C以上だと所望の冷却速度を得ることができない場合があるため、25°C以下に保持するのが好ましい。水を溜めた槽内に材料を入れて水冷すると、水の温度は上昇し25°C以上になり易いため、材料が一定の水の温度25°C以下で冷却されるように霧状シャワー状又はミスト状にして噴霧したり、水槽に常時冷たい水を流すようにしたりして水温上昇を防ぐのが好ましい。また、水冷ノズルの増設や単位時間当たりにおける水量を増加することによっても冷却速度の上昇させることができる。本発明に係るCu-Ni-Si系合金を製造する上では、溶体化処理後に時効処理、冷間圧延及び随意的な調質焼鈍を順に実施し、しかも、時効処理を特定の温度及び時間条件による3段階時効で実施することが有効である。すなわち、3段時効を採用することによって強度及び導電率を向上させ、その後に冷間圧延を実施することで垂下カールを低減する。溶体化処理後の時効処理を3段時効にすることで強度及び導電率が有意に向上したのは、1段目及び2段目で析出した第2相粒子の成長及び3段目で析出した第2相粒子により、次工程の圧延で加工歪が蓄積されやすくなったからと考えられる。3段時効では、まず、材料温度を400~500°Cとして1~12時間加熱する。一段目では第二相粒子の核生成及び成長による強度導電率を高めるのが目的である。一段目における材料温度が400°C未満であったり、加熱時間が1時間未満であったりすると、第二相粒子の体積分率が小さく、所望の強度、導電率が得られにくい。一方、材料温度が500°C超になるまで加熱した場合や、加熱時間が12時間を超えた場合には、第二相粒子の体積分率は大きくなるが、粗大化してしまい強度が低下する傾向が強くなる。一段目の終了後、冷却速度を0.1°C/分以上8°C/分以下とする。ここでの冷却速度は、°C/一段目時効温度から二段目時効温度に到達するまでの冷却時間分で測定される。次いで、材料温度を350~450°Cとして1~12時間加熱する。二段目では一段目で析出した第二相粒子を強度に寄与する範囲で成長させることにより導電率を高めることと、二段目で新たに第二相粒子を析出させる一段目で析出した第二相粒子より小さいことで強度、導電率を高めることが目的である。二段目における材料温度が350°C未満であったり、加熱時間が1時間未満であったりすると一段目で析出した第二相粒子が成長できないため、導電率を高めにくく、また二段目で新たに第二相粒子を析出させることができないため、強度、導電率を高めることができない。一方、材料温度が450°C超になるまで加熱した場合や、加熱時間が12時間を超えた場合一段目で析出した第二相粒子が成長しすぎて粗大化していまい、強度が低下してしまう。一段目と二段目の温度差は、小さすぎると一段目で析出した第二相粒子が粗大化して強度低下を招く一方で、大きすぎると一段目で析出した第二相粒子がほとんど成長せず導電率を高めることができない。また、二段目で第二相粒子が析出しにくくなるので、強度及び導電率を高めることができない。そのため、一段目と二段目の温度差は20~60°Cとすべきである。二段目の終了後は、先と同様の理由から、冷却速度を0.1°C/分以上8°C/分以下とする。ここでの冷却速度は、°C/二段目時効温度から三段目時効温度に到達するまでの冷却時間分で測定される。次いで、材料温度を260~340°Cとして4~30時間加熱する。三段目では一段目と二段目で析出した第二相粒子を少し成長させるためと、新たに第二相粒子を生成させることが目的である。三段目における材料温度が260°C未満であったり、加熱時間が4時間未満であったりすると、一段目と二段目で析出した第二相粒子を成長させることができず、また、新たに第二相粒子を生成させることができないため、所望の強度、導電率及びばね限界値が得られにくい。一方、材料温度が340°C超になるまで加熱した場合や、加熱時間が30時間を超えた場合には一段目と二段目で析出した第二相粒子が成長しすぎて粗大化してしまうため、所望の強度が得られにくい。二段目と三段目の温度差は、小さすぎると一段目、二段目で析出した第二相粒子が粗大化して強度の低下を招く一方で、大きすぎると一段目、二段目で析出した第二相粒子がほとんど成長せず導電率を高めることができない。また、3段目で第二相粒子が析出しにくくなるので、強度及び導電率を高めることができない。そのため、二段目と三段目の温度差は、20~180°Cとすべきである。一つの段における時効処理では、第2相粒子の分布が変化してしまうことから、温度は一定とするのが原則であるが、設定温度に対して±5°C程度の変動があっても差し支えない。そこで、各ステップは温度の振れ幅が10°C以内で行う。時効処理後には冷間圧延を行う。この冷間圧延では時効処理での不十分な時効硬化を加工硬化により補うことができると共に、時効処理によって生じる垂下カールの原因となる巻き癖を低減する効果がある。このときの加工度圧下率は所望の強度レベルに到達させ、そして、巻き癖を低減するために10~80とするのが好ましく、より好ましくは20~60である。加工度が高すぎると曲げ加工性が悪くなるという弊害が生じ、逆に低すぎると垂下カールの抑制が不十分となりやすい。冷間圧延後は、それ以上熱処理を行う必要はない。再度時効処理を行うと、冷間圧延によって低減した巻き癖が復活してしまうおそれがあるからである。ただし、調質焼鈍を実施することは許容される。調質焼鈍を行う場合は200°C~500°Cの温度範囲で1秒~1000秒の条件とする。調質焼鈍を実施することにより、ばね性の向上の効果が得られる。本発明のCu-Ni-Si系合金条は種々の伸銅品、例えば板、箔、管、棒及び線に加工することができ、更に、本発明によるCu-Ni-Si系銅合金は、リードフレーム、コネクタ、ピン、端子、リレー、スイッチ、二次電池用箔材等の電子部品等に加工して使用することができる。本発明に係る銅合金条の板厚は特に限定はされないが、例えば0.005mm~1.500mmである。また、好ましくは0.030mm~0.900mm、更に好ましくは0.040mm~0.800mm、特に好ましくは0.050mm~0.400mmである。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。表1に記載の各添加元素を含有し、残部が銅及び不純物からなる銅合金10kgを、高周波溶解炉で1300°Cで溶製し、厚さ30mmのインゴットに鋳造した。次いで、このインゴットをバッチ炉で1000°Cで3時間加熱後、上り温度熱間圧延終了温度を900°Cとして板厚10mmまで熱間圧延し、熱間圧延終了後は速やかに5°C/sの平均冷却速度で400°Cまで冷却した。その後は空気中に放置して冷却した。次いで、表面のスケール除去のため厚さ9mmまで面削を施した後、冷間圧延により長さ80m×幅50mm×厚さ0.286mmの板とした。次に700°C以上900°C以下で溶体化処理を120秒行い、その後冷却した。なお、溶体化温度は添加元素の濃度が高い場合は高めに設定した。溶体化温度から400°Cまでの平均冷却速度を20°C/sとして水冷した。次いで、バッチ炉でコイル状に巻いた材料を不活性雰囲気中、表1に記載の各条件で第一の時効処理を施した。その後、0.20mmまで冷間圧延した圧下率:30。最後に、試験条によっては、バッチ炉でコイル状に巻いた材料を不活性雰囲気中、表1に記載の各条件で調質焼鈍を実施するか、又は第二の時効処理を順に実施して、各試験条を製造した。比較例No.37については第二の時効処理の後に冷間圧延圧下率:20を更に実施した。なお、多段時効を行う場合の各段における材料温度は表1に記載された設定温度±3°C以内に維持した。このようにして得られた各試験条につき、合金特性を以下のようにして測定した。強度についてはJISZ2241に準拠して圧延平行方向の引っ張り試験を行って0.2耐力YS:MPaを測定した。導電率EC;IACSについてはJISH0505に準拠してダブルブリッジによる体積抵抗率測定により求めた。α=20°におけるβ角度145°のピーク高さ比率及びα=75°におけるβ角度185°のピーク高さ比率については、先述した測定方法により、リガク社製型式RINT-2500VのX線回折装置を使用して求めた。垂下カールについては、先述した測定方法により求めた。曲げ加工性については、Badway曲げ軸が圧延方向と同一方向のW曲げ試験として、W字型の金型を用いて試料板厚と曲げ半径の比が3となる条件で90°曲げ加工を行った。続いて、曲げ加工部表面を光学顕微鏡で観察し、クラックが観察されない場合を実用上問題ないと判断して○良好とし、クラックが認められた場合を×不良とした。ばね限界値Kbは、JISH3130に準拠して、繰り返し式たわみ試験を実施し、永久歪が残留する曲げモーメントから表面最大応力を測定した。各試験片の試験結果を表2に示す。<考察>発明例No.1~47は、α=20°におけるβ角度145°のピーク高さ比率が5.2倍以下であり、α=75°におけるβ角度185°のピーク高さ比率が3.4倍以上であり、強度及び導電率及びばね限界値のバランスに優れ、しかも、垂下カールが抑制されていることが分かる。更に、曲げ加工性も優れていることが分かる。比較例No.7は、第一の時効を一段時効で行った例である。比較例No.8、19~23、25~35は第一の時効を二段時効で行った例である。比較例No.5は1段目の時効時間が短かった例である。比較例No.11は1段目の時効時間が長かった例である。比較例No.1は1段目の時効温度が低かった例である。比較例No.15は1段目及び2段目の時効温度が高かった例である。比較例No.6は2段目の時効時間が短かった例である。比較例No.10は2段目の時効時間が長かった例である。比較例No.3は1段目と2段目の時効温度差が大きすぎた例である。比較例No.14は2段目の時効温度が高かった例である。比較例No.2、9は3段目の時効時間が短かった例である。比較例No.12は3段目の時効時間が長かった例である。比較例No.4は3段目の時効温度が低かった例である。比較例No.13は3段目の時効温度が高かった例である。比較例No.16は2段目から3段目への冷却速度が低かった例である。比較例No.17は1段目から2段目への冷却速度が低かった例である。比較例18は、Ni及びSi濃度が低く、強度が低くなっている。比較例No.36においては第二の時効処理も実施した。比較例37は、1段目温度300°C、1段目保持時間3h、2段目温度260°C、2段目保持時間6h、1段目から2段目の冷却速度0.4°C分の条件で第二の時効処理をした後、冷間圧延を実施したことで強度及び導電率及びばね限界値のバランスに優れ、しかも、垂下カールが抑制されているが、曲げ加工性が悪くなっている。上記の比較例は何れもα=20°におけるβ角度145°のピーク高さ比率が5.2倍を超え、α=75°におけるβ角度185°のピーク高さ比率が3.4倍未満であり、発明例に比べて強度、導電性及び垂下カールのバランスに劣っていることが分かる。比較例24は、α=20°におけるβ角度145°のピーク高さ比率が5.2倍以下であり、α=75°におけるβ角度185°のピーク高さ比率が3.4倍以上であり、強度、導電性及びばね限界値のバランスに優れているが、Ni濃度が高すぎることにより導電率が低下し、曲げ加工性も悪くなっている。