Ni及びCoから選択される1種又は2種を合計で1.0~4.5質量、Siを0.2~1.3質量含有し、NiCo/Si質量比=3.0~5.5であり、残部銅及び不可避的不純物からなる電子材料用銅合金であって、圧延面の{220}結晶面からのX線回折強度ピークの半価幅であるβ{220}が、純銅標準粉末の{220}結晶面からのX線回折強度ピークの半価幅であるβ0{220}と次式:1.5≦β{220}/β0{220}≦3を満たし、且つ、加工硬化係数n値が0.04未満である電子材料用銅合金。疲労強度を0.2耐力で除した値が0.30~0.60の範囲である請求項1記載の電子材料用銅合金。0.2耐力が500~980MPaである請求項1又は2記載の電子材料用銅合金。疲労強度が150~400MPaである請求項1~3何れか一項記載の電子材料用銅合金。Sn及びZnよりなる群から選ばれる1種以上を合計で最大2.0質量更に含有する請求項1~4何れか一項記載の電子材料用銅合金。Mg、Mn、Cr、P、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al、Fe及びAgよりなる群から選ばれる1種以上を合計で最大1.0質量更に含有する請求項1~5何れか一項記載の電子材料用銅合金。請求項1~6何れか一項記載の電子材料用銅合金を加工して得られた伸銅品。請求項1~6何れか一項記載の電子材料用銅合金を備えた電子部品。少なくとも溶体化処理、時効処理、冷間圧延を順次行うことを含む請求項1、5及び6の何れか一項に記載の組成をもつ電子材料用銅合金の製造方法であって、前記時効処理は、材料温度が50°Cから保持温度に達するまでの平均昇温速度を20~70°C/hとして昇温し、400°C以上550°C以下の保持温度で1~12時間、又は、550°C超650°C以下の保持温度で0.001~1時間加熱し、保持温度から50°Cまで冷却されるときの平均降温速度が0.5≦平均昇温速度/平均降温速度≦5となるように冷却し、前記冷間圧延における総圧下率を5~50とする製造方法。前記冷間圧延の後、材料温度200~500°Cで0.002~30時間加熱する歪取焼鈍を行うことを更に含む請求項9記載の製造方法。近年、携帯電話、デジタルカメラ、ビデオカメラ等の電子機器での高密度実装化が進展し、その電子部品は著しく軽薄短小化している。これに対応し、部品の使用環境下において、金属部材に繰り返し付加される応力は増加する傾向にある。また、部品の耐久性に対するニーズも高くなり、金属部材の疲労特性への要求は高度化している。このため、Cu-Ni-Si系合金における疲労特性の向上が求められるようになってきている。疲労特性の改善については特許文献1に記載の発明が取り組んでいる。特許文献1に記載されたCu-Ni-Si系合金は低サイクルでの疲労については優れているものの、高サイクルでの疲労については未だ改善の余地がある。また、その他の特許文献では種々の特性改善を狙っているものの、0.2耐力、曲げ加工性及び高サイクルでの疲労強度を両立できるCu-Ni-Si系合金は記載されていない。ここで、低サイクル疲労とは塑性変形を与えるような大きな繰り返し荷重を作用させることで、104程度以下の繰り返し数で起こる疲労破壊のことであり、高サイクル疲労とは降伏応力より低い繰り返し荷重を作用させ、104回程度以上の繰り返し数で起こる疲労破壊のことである。そこで、本発明は、0.2耐力、曲げ加工性及び高サイクルでの疲労強度のバランスが改良されたCu-Ni-Si系合金およびCu-Co-Si系合金を提供することを課題の一つとする。また、本発明は、そのようなCu-Ni-Si系合金およびCu-Co-Si系合金を製造するための方法を提供することを別の課題の一つとする。本発明者は上記課題を解決すべく鋭意検討したところ、加工硬化係数n値、及び圧延面における{220}結晶面のX線回線強度ピークの半価幅の両者を適切な範囲に制御することで有意に0.2耐力、曲げ加工性及び高サイクルでの疲労強度のバランスが向上することを見出した。上記知見を基礎として完成した本発明は、一側面において、Ni及びCoから選択される1種又は2種を合計で1.0~4.5質量、Siを0.2~1.3質量含有し、NiCo/Si質量比=3.0~5.5であり、残部銅及び不可避的不純物からなる電子材料用銅合金であって、圧延面の{220}結晶面からのX線回折強度ピークの半価幅であるβ{220}が、純銅標準粉末の{220}結晶面からのX線回折強度ピークの半価幅であるβ0{220}と次式:1.5≦β{220}/β0{220}≦3を満たし、且つ、加工硬化係数n値が0.04未満である電子材料用銅合金である。本発明に係る電子材料用銅合金は一実施形態において、疲労強度を0.2耐力で除した値が0.30~0.60の範囲である。本発明に係る電子材料用銅合金は別の一実施形態において、0.2耐力が500~980MPaである。本発明に係る電子材料用銅合金は更に別の一実施形態において、疲労強度が150~400MPaである。本発明に係る電子材料用銅合金は更に別の一実施形態において、Sn及びZnよりなる群から選ばれる1種以上を合計で最大2.0質量更に含有する。本発明に係る電子材料用銅合金は更に別の一実施形態において、Mg、Mn、Cr、P、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al、Fe及びAgよりなる群から選ばれる1種以上を合計で最大1.0質量更に含有する。また、本発明は別の一側面において、本発明に係る電子材料用銅合金を加工して得られた伸銅品である。また、本発明は更に別の一側面において、本発明に係る電子材料用銅合金を備えた電子部品である。また、本発明は更に別の一側面において、少なくとも溶体化処理、時効処理、冷間圧延を順次行うことを含む上記記載の組成をもつ電子材料用銅合金の製造方法であって、時効処理は、材料温度が50°Cから保持温度に達するまでの平均昇温速度を20~70°C/hとして昇温し、400°C以上550°C以下の保持温度で1~12時間、又は、550°C超650°C以下の保持温度で0.001~1時間加熱し、保持温度から50°Cまで冷却されるときの平均降温速度が0.5≦平均昇温速度/平均降温速度≦5となるように冷却し、前記冷間圧延における総圧下率を5~50とする製造方法である。本発明に係る電子材料用Cu-Ni-Si系合金およびCu-Co-Si系合金の製造方法は一実施形態において、前記冷間圧延の後、材料温度200~500°Cで0.002~30時間加熱する歪取焼鈍を行うことを更に含む。本発明によれば、0.2耐力、曲げ加工性及び高サイクルでの疲労強度のバランスが改良されたCu-Ni-Si系合金またはCu-Co-Si系合金が得られる。合金組成本発明に係る電子材料用銅合金は一実施形態において、Ni及びCoから選択される1種又は2種を合計で1.0~4.5質量、Siを0.2~1.3質量含有し、NiCo/Si質量比=3.5~5.5であり、残部銅及び不可避的不純物からなる組成を有する。Ni、Co及びSiは本発明に係るコルソン合金の基本成分であり、時効処理を行うことによりNi、CoとSiが微細なNi2Si、Co2Siを主とした金属間化合物の析出粒子を形成し、合金の強度を著しく増加させる。また、時効処理でのNi2SiやCo2Siの析出に伴い、導電性が向上する。Ni、Co及びSiの濃度を上記のように規定したのは、電子材料用銅合金として実用性のある強度と導電率を満たすためであり、強度が高い電子材料用銅合金材が望まれる場合にはNi及びCoから選択される1種又は2種の合計:3.0~4.5質量、Si:0.5~1.3質量であることが好ましい。また、導電率が高い電子材料用銅合金が望まれる場合には、Ni及びCoから選択される1種又は2種の合計:1.0~3.0質量、Si:0.2~0.9質量であることが好ましい。Ni及びCoから選択される1種又は2種の合計が1.0質量未満であったり、Siが0.2質量未満だったりすると所望の強度を得られず、逆にNi及びCoから選択される1種又は2種の合計が4.5質量を超えたり、Siが1.3質量を超えたりすると高強度化は図れるが導電率が著しく低下し、更には熱間加工性が低下するので好ましくない。また、Siに対するNi及びCoの合計の質量比を3.0~5.5の範囲としたのは、当該質量比がこの範囲から外れると、電子材料用銅合金として好適な導電率が得られないからである。NiCo/Si質量比は好ましくは3.5~5.3であり、より好ましくは3.8~5.1である。本発明に係る電子材料用銅合金は一実施形態において、Sn及びZnよりなる群から選ばれる1種以上を合計で最大2.0質量更に含有する。これにより、添加元素に応じて半田濡れ性や強度、導電率を改善する効果がある。この場合の合金元素の総量を2.0質量としたのは、過剰になると導電率の低下や製造性の劣化が顕著になるためであり、好ましくは最大で1.5質量である。一方、所望の効果を充分に得るためには、上記合金元素の総量を0.001質量以上とするのが好ましく、0.01質量以上とするのがより好ましく、0.05質量以上とするのが更により好ましい。本発明に係る電子材料用銅合金は一実施形態において、Mg、Mn、Cr、P、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al、Fe及びAgよりなる群から選ばれる1種以上を合計で最大1.0質量更に含有する。これにより、添加元素に応じて強度、導電率を改善する効果がある。この場合の合金元素の総量を1.0質量としたのは、過剰になると導電率の低下や製造性の劣化が顕著になるためであり、好ましくは最大で0.5質量である。一方、所望の効果を充分に得るためには、上記合金元素の総量を0.001質量以上とするのが好ましく、0.01質量以上とするのがより好ましく、0.05質量以上とするのが更により好ましい。加工硬化係数引張試験において試験片を引張り、荷重を負荷すると、弾性限度を越えて最高荷重点に達するまでの塑性変形域では試験片各部は一様に伸びる。この均一伸びが発生する塑性変形域では真応力σtと真ひずみεtの間には式の関係が成立し、これをn乗硬化則という。nを加工硬化係数という、p.34。nは0≦n≦1の値をとる。この加工硬化係数が大きいほど加工硬化の程度が大きい。σt=Kεtn式本発明者は、加工硬化係数n値をNi2Si等の粒子の析出状態の評価指標することを試みた。Ni2Si等の粒子は加工により生じる転位の蓄積する起点となる。そのため、加工による転位の蓄積による硬化のしやすさを表す加工硬化係数n値はNi2Si等の粒子の析出状態と密接に関連すると考えた。また、Ni2Si等の粒子の析出状態は0.2耐力、曲げ加工性や高サイクルの疲労特性にも影響を及ぼすと考えられる。そこで、n値をNi2Si、Co2Si等の粒子の析出状態の評価指標として用い、n値を制御することで、0.2耐力、曲げ加工性及び高サイクルでの疲労強度のバランスが改良された銅合金得ることができると考えた。n値を0.04未満に制御することで、疲労強度に対する0.2耐力の比耐久限度比を高くできる利点が得られる。ただし、n値が小さすぎると今度は不均一伸びが大きくなりやすいので、好ましくは0.005~0.035であり、より好ましくは0.01~0.03である。半価幅n値を上記範囲に設定することは、0.2耐力、曲げ加工性及び高サイクルでの疲労強度のバランスを向上させる上で必要であるが十分ではなく、更に、圧延面における{220}結晶面のX線回線強度ピークの半価幅を所定の範囲に制御することが重要である。具体的には、圧延面の{220}結晶面からのX線回折強度ピークの半価幅をβ{220}とし、純銅標準粉末の{220}結晶面からのX線回折強度ピークの半価幅をβ0{220}としたときに、式:1.5≦β{220}/β0{220}≦3を満足することである。β{220}及びβ0{220}は同一測定条件で測定する。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。これは、β{220}/β0{220}は転位密度が低くなるにつれて低下し、逆に、転位密度が高くなるにつれて上昇する。β{220}/β0{220}が小さくなると、曲げ加工性と疲労強度は向上するが0.2耐力が低下する。逆に、β{220}/β0{220}は大きくなると、0.2耐力は向上するが曲げ加工性と疲労強度が低下する。0.2耐力、曲げ加工性と疲労強度の両立を図る上では、1.5≦β{220}/β0{220}≦3.0であることが必要であり、1.6≦β{220}/β0{220}≦2.4であることが好ましい。合金特性高サイクル疲労を評価する上では、0.2耐力と疲労強度のバランスを評価するため、疲労強度σを0.2耐力YSで除した値σ/YS;以下、耐久限度比という。が重要である。耐久限度比が高い場合、0.2耐力と疲労強度とのバランスが良いとされる。本発明に係る電子材料用銅合金は一実施形態において、0.30~0.60の範囲、典型的には0.31~0.55の範囲、より典型的には0.33~0.55、更により典型的には0.34~0.40の範囲の耐久限度比を有することができる。本発明に係る電子材料用銅合金は一実施形態において、500~980MPa、好ましくは550~970MPa、より好ましくは600~950MPaの0.2耐力を有することができる。本発明に係る電子材料用銅合金は一実施形態において、150~400MPa、好ましくは170~390MPa、より好ましくは190~350MPaの疲労強度を有することができる。本発明において疲労強度とは、JISZ2273に従って両振り応力を負荷し、破断までの繰返し数が107回となる応力MPaを指す。本発明に係る電子材料用銅合金は一実施形態において、W字型の金型を用いてBadway曲げ軸が圧延方向と同一方向のW曲げ試験を行い、曲げ部分に亀裂が発生しない最小曲げ半径MBRを板厚tで除した値であるMBR/tを、2.0以下とすることができ、好ましくは1.5以下とすることができ、より好ましくは1.0以下とすることができる。製造方法次に本発明に係る銅合金の製造方法に関して説明する。本発明に係る銅合金は一部の工程に工夫を加える他は、コルソン系合金の製造工程を採用することで製造可能である。コルソン系銅合金の慣例的な製造工程を概説する。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板に仕上げる。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、シリサイド例:Ni-Si系化合物を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。時効処理では溶体化処理で固溶させたシリサイド例:Ni-Si系化合物を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。時効後に冷間圧延を行ない、その後、歪取り焼鈍を適宜行なう。上記各工程の合間には、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。上記の慣例的な製造工程に対して、本発明に係る銅合金を製造する上では、溶体化処理の後に、冷間圧延を行わずに直ちに時効処理を行い、時効処理の後に最終の冷間圧延を行うことが望ましい。これにより、n値を0.04未満にしながらも、β{220}を所定の範囲に制御しやすくなるからである。これらの工程のより具体的な条件について次に説明する。溶体化処理では、十分な固溶により粗大な第二相粒子の数を低減し、且つ、結晶粒粗大化を防止することが好ましい。例えば、溶体化処理では材料温度を700°C~1050°Cに2~60分程度加熱することで第二相粒子を固溶させることができる。溶体化処理後の冷却も速くするのがよいので、水冷するのが望ましい。次の時効処理では、材料温度が50°Cから保持温度に達するまでの平均昇温速度、保持温度、保持温度での保持時間、及び保持温度から50°Cまで冷却されるときの平均降温速度に留意するべきである。昇温速度は、高くするとn値は高くなり、逆に低くするとn値も低くなる傾向にあり、n値が所望の範囲に収まるように昇温速度を制御することが求められる。また、昇温速度は、高くなりすぎるとシリサイドの核生成が不足して所望の引張強度が得られにくくなり、低くなりすぎると核生成頻度は高まるものの昇温に長時間を要し、非経済である。そこで、材料温度が50°Cから保持温度に達するまでの平均昇温速度を20~70°C/hとして昇温することが好ましく、25~65°C/hとして昇温することがより好ましく、30~60°C/hとして昇温することが更により好ましい。平均昇温速度は、保持温度-50°C/加熱開始後、材料温度が50°Cから保持温度に達するまでに要した時間hで計算される。また、材料温度が保持温度から50°Cに達するまでの平均降温速度は、平均昇温速度に対して高すぎるとシリサイドの微細粒子が成長できずに疲労強度が損なわれやすくなり、耐久限度比も低下しやすくなる。一方で、平均降温速度が平均昇温速度に対して低すぎるとシリサイドが粗大化して0.2耐力が損なわれやすくなる。この場合、耐久限度比が高くなるがばね性が不十分となると考えられる。そこで、0.5≦平均昇温速度/平均降温速度≦5となるように設定することが好ましく、1≦平均昇温速度/平均降温速度≦3となるように設定することがより好ましい。平均降温速度は、保持温度-50°C/冷却開始後、材料温度が保持温度から50°Cに達するまでに要した時間hで計算される。時効処理における保持温度及び保持時間は、電子材料用銅合金として実用性のある強度及び電気伝導性が得られる慣例の条件とすれば足りるが、例えば400°C以上550°C以下の保持温度で1~12時間、又は、550°C超650°C以下の保持温度で0.001~1時間加熱することができる。好ましくは、400°C以上550°C以下の保持温度で1~6時間、又は550°C超650°C以下の保持温度で0.001~0.5時間である。400°C未満では時効処理に時間がかかり経済的でなく、650°Cを越えるとシリサイド粒子が粗大化しやすい。次の冷間圧延においては、総圧下率を5~50とすることが好ましい。総圧下率が5未満だと、β{220}が過小となりやすく電子材料用銅合金として実用性のある引張強度が得られにくい一方で、総圧下率が50を超えるとβ{220}が過大となり、良好な曲げ加工性が得られにくいからである。総圧下率は7~45とすることがより好ましく、10~43とすることが更により好ましい。ここで、総圧下率とは以下の式で表される値のことをいう。総圧下率=冷間圧延前の板厚mm-冷間圧延後の板厚mm/冷間圧延前の板厚mm×100冷間圧延後には、ばね限界値を向上させる目的で、随意的に歪取焼鈍を実施してもよい。歪取焼鈍は低温長時間例えば300°C×30分で行っても良いし、高温短時間例えば500°C×30秒で行っても良い。温度が高すぎるまたは時間が長すぎると、引張強さの低下が大きくなる。引張強さの低下量を10~50MPaとし、条件を選定することが好ましい。本発明のCu-Ni-Si系合金およびCu-Co-Si系合金は種々の伸銅品、例えば板、条、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使用することができる。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。<例1>表1に記載の添加元素を含有し、残部がCu及び不可避的不純物からなる成分組成を有するCu-Ni-Si系銅合金を、高周波溶解炉を用いて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1000°Cに加熱して3時間保持後、板厚10mmまで熱間圧延した。熱間圧延終了時の材料温度は850°Cであった。その後、水冷した。次いで、冷間圧延の工程の後に、溶体化処理を材料温度700~1050°C、加熱時間10分の条件で実施し、水冷した。添加元素の濃度が高い場合、溶体化温度を高めとした。次いで、時効処理及び最終の冷間圧延を表1に記載の条件で順に実施して、板厚0.1mmの試験片を得た。比較例のg、h、i、p、q及びrは時効処理の前に最終冷間圧延を行った。各工程の合間には適宜面削、酸洗、脱脂を行った。また、発明例6については最後に歪取り焼鈍300°C×0.083hrを実施した。このようにして得られた各試験片につき各種の特性評価を以下のように行った。10.2耐力YS圧延平行方向の引張り試験をJIS-Z2241に従って行い、0.2耐力YS:MPaaを測定した。2曲げ加工性W字型の金型を用いてBadway曲げ軸が圧延方向と同一方向のW曲げ試験を行い、曲げ部分に亀裂が発生しない最小曲げ半径MBRを板厚tで除した値であるMBR/tを求めた。3n値n乗硬化則の成立する材料では、応力-ひずみ曲線の最高荷重点における真ひずみと加工硬化係数は一致することから、最高荷重点における真ひずみを加工硬化係数n値とした。具体的には、先述の0.2耐力を測定するのと同じ方法で、圧延平行方向の引張り試験をJIS-Z2241に従って行い、応力-ひずみ曲線を得る。真ひずみεtは、得られた応力-ひずみ曲線より読み取った最高荷重点における公称ひずみεを次式に代入して算出する。εt=ln4半価幅β{220}/β0{220}各試験片について、理学電機社製型式rintUltima2000のX線回折装置を用いて、以下の測定条件で圧延面の回折強度曲線を取得し、{220}結晶面のX線回線強度ピークの半価幅β{220}を測定した。同様の測定条件で、純銅粉標準試料についても、半価幅β0{220}を求めた。これらの値から、β{220}/β0{220}を算出した。なお、銅粉標準試料では{220}面のピークは2θが74°付近に表れた。ターゲット:Cu管球管電圧:40kV管電流:40mA走査速度:5°/minサンプリング幅:0.02°測定範囲2θ:60°~80°5疲労強度σ疲労試験は、JISZ2273に従って両振り応力を負荷し、破断までの繰返し数が107回となる応力MPaを求めた。結果を表2に示した。以下に、各試験片の結果を説明をする。発明例1~26は、n値及びβ{220}/β0{220}が共に適切であったため、0.2耐力、曲げ加工性及び高サイクルでの疲労強度のバランスが優れていることが分かる。比較例aは、時効処理において平均降温速度に対して平均昇温速度が高すぎたため、n値が過大となり、0.2耐力が同一組成の発明例に比べて低かった。比較例b及びcは、時効処理において平均降温速度に対して平均昇温速度が低すぎたため、β{220}/β0{220}が過大となり、耐久限度比及び曲げ加工性が不十分であった。比較例dは、時効処理において保持温度が低すぎたため、n値が過大となる一方で、β{220}/β0{220}が過小となった。その結果、0.2耐力が同一組成の発明例に比べて低く、耐久限度比も不十分であった。比較例eは、時効処理において保持温度が高すぎたため、n値が過大となる一方で、β{220}/β0{220}が過小となった。その結果、0.2耐力が同一組成の発明例に比べて低かった。比較例fは、最終冷間圧延を行わなかったために、n値が過大となる一方で、β{220}/β0{220}が過小となった。その結果、0.2耐力が同一組成の発明例に比べて低かった。比較例g及びhは時効処理前に最終冷間圧延を行ったために、n値が過大となる一方で、β{220}/β0{220}が過小となった。その結果、0.2耐力が不十分となった。比較例iは時効処理前に最終冷間圧延を行い、その圧下率をかなり高くした例である。n値が依然として過大であり、β{220}/β0{220}も過小となった。その結果、強度は高まったが曲げ加工性が劣化した。比較例jは冷間圧延の圧下率が高すぎたために、β{220}/β0{220}が過大となった。その結果、曲げ加工性が劣化した。比較例k及びlは、時効処理において平均降温速度に対して平均昇温速度が低すぎたため、β{220}/β0{220}が過大となり、曲げ加工性が不十分であった。比較例mは、時効処理において保持温度が低すぎたため、n値が過大となる一方で、β{220}/β0{220}が過小となった。その結果、0.2耐力が同一組成の発明例に比べて低かった。比較例nは、時効処理において保持温度が高すぎたため、n値が過大となる一方で、β{220}/β0{220}が過小となった。その結果、0.2耐力が同一組成の発明例に比べて低かった。比較例oは、最終冷間圧延を行わなかったために、n値が過大となる一方で、β{220}/β0{220}が過小となった。その結果、0.2耐力が同一組成の発明例に比べて低かった。比較例p及びqは時効処理前に最終冷間圧延を行ったために、n値が過大となる一方で、β{220}/β0{220}が過小となった。その結果、0.2耐力が不十分となった。比較例rは時効処理前に最終冷間圧延を行い、その圧下率をかなり高くした例である。n値が依然として過大であり、β{220}/β0{220}も過小となった。その結果、強度は高まったが曲げ加工性が劣化した。比較例sは冷間圧延の圧下率が高すぎたために、β{220}/β0{220}が過大となった。その結果、曲げ加工性が劣化した。<例2>表3に記載の各添加元素を含有し、残部がCu及び不可避的不純物からなる成分組成を有するCu-Ni-Si系銅合金およびCu-Co-Si系銅合金について、溶体化処理終了時までは例1と同様の製造工程とし、その後は時効処理及び最終の冷間圧延を表3に記載の条件で順に実施して、板厚0.1mmの試験片を得た。各工程の合間には適宜面削、酸洗、脱脂を行った。得られた試験片について、例1と同様に特性評価を行った。結果を表4に示す。各種の元素を添加しても本発明の効果が得られることが分かる。