Coを0.5~3.0質量、及び、Siを0.1~1.0質量含有し、残部がCu及び不可避的不純物からなり、Co及びSiの質量比Co/Siが3.5≦Co/Si≦5.0であり、圧延方向に平行な断面において粒径が1~50nmの範囲にある第二相粒子の平均粒径が2~10nmであり、当該第二相粒子同士の平均距離が10~50nmであり、0.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが以下の関係を有する電子材料用銅合金。-10EC1220≦YS≦-10EC13800.3mmの厚みにおいて、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曲げ試験を行ったときのMBR/tが1.0以下である請求項1に記載の電子材料用銅合金。0.2mmの厚みにおいて、Badway曲げ軸が圧延方向と同一方向の180°曲げ試験を行ったときのMBR/tが0.5未満である請求項1又は2に記載の電子材料用銅合金。0.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが以下の1~3の何れかの関係を有する請求項1~3の何れか一項に記載の電子材料用銅合金。1-10EC1220≦YS≦-10EC12602-13EC1470≦YS≦-13EC15103-10EC1270≦YS≦-10EC13800.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが以下の1’~3’の何れかの関係を有する請求項1~3の何れか一項に記載の電子材料用銅合金。1’-10EC1240≦YS≦-10EC12602’-13EC1490≦YS≦-13EC15103’-10EC1320≦YS≦-10EC1340圧延方向に対し平行な断面における平均結晶粒径が3~30μmである請求項1~5の何れか一項に記載の電子材料用銅合金。Ni、Cr、Sn、P、Mg、Mn、Ag、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al及びFeよりなる群から選ばれる少なくとも1種の合金元素を更に含有し、且つ、当該合金元素の総量が2.0質量以下である請求項1~6の何れか一項に記載の電子材料用銅合金。Coを0.5~3.0質量、及び、Siを0.1~1.0質量含有し、更にNi、Cr、Sn、P、Mg、Mn、Ag、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al及びFeよりなる群から選ばれる少なくとも1種の合金元素を更に含有し、且つ、当該合金元素の総量が2.0質量以下であり、残部がCu及び不可避的不純物からなり、Co及びSiの質量比Co/Siが3.5≦Co/Si≦5.0であり、圧延方向に平行な断面において粒径が1~50nmの範囲にある第二相粒子の平均粒径が2~10nmであり、当該第二相粒子同士の平均距離が10~50nmであり、0.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが以下の4の関係を有する電子材料用銅合金。4-10EC1220≦YS≦-10EC13750.3mmの厚みにおいて、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曲げ試験を行ったときのMBR/tが1.0以下である請求項8に記載の電子材料用銅合金。0.2mmの厚みにおいて、Badway曲げ軸が圧延方向と同一方向の180°曲げ試験を行ったときのMBR/tが0.5未満である請求項8又は9に記載の電子材料用銅合金。0.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが以下の4’の関係を有する請求項8~10の何れか一項に記載の電子材料用銅合金。4’-10EC1300≦YS≦-10EC1375請求項1~11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1~11何れか一項記載の電子材料用銅合金を備えた電子部品。このように、Cu-Co-Si系合金の特性改良が種々提案されているものの、最適な時効処理条件が確立しておらず、コバルトシリサイドを代表とする第二相粒子の析出状態は未だ改善の余地が残されている。WO2009-096546号には強度等に寄与する第二相粒子のサイズを制御することは記載されているが、実施例に記載されているのは10万倍の倍率での観察結果のみであり、このような倍率では10nm以下の微細な析出物のサイズを正確に測ることは困難である。また、WO2009-096546号には析出物のサイズが5~50nmであることが記載されているものの、発明例に記載の析出物の平均サイズはすべて10nm以上である。そこで、本発明は、第二相粒子の析出状態を改善することにより、導電性、強度、及び曲げ加工性のバランスが改良されたCu-Co-Si系合金を提供することを課題とする。本発明者は透過型電子顕微鏡TEMを使用して100万倍の倍率で1~50nm程度の超微細な第二相粒子の分布と合金特性の関係を鋭意研究した結果、このような超微細な第二相粒子の粒径と第二相粒子同士の距離が合金特性に有意に影響を与えていることを見出した。そして、第二相粒子の平均粒径と第二相粒子同士の平均距離を適切な時効処理によって制御することによって、Cu-Co-Si系合金における導電性、強度、及び曲げ加工性のバランスが改良されることが分かった。上記知見を基礎として完成した本発明は、第一の側面において、Coを0.5~3.0質量、及び、Siを0.1~1.0質量含有し、残部がCu及び不可避的不純物からなり、Co及びSiの質量比Co/Siが3.5≦Co/Si≦5.0であり、圧延方向に平行な断面において粒径が1~50nmの範囲にある第二相粒子の平均粒径が2~10nmであり、当該第二相粒子同士の平均距離が10~50nmであり、0.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが以下の関係を有する電子材料用銅合金である。-10EC1220≦YS≦-10EC1380本発明の第一の側面に係る電子材料用銅合金の一実施形態においては、0.3mmの厚みにおいて、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曲げ試験を行ったときのMBR/tが1.0以下である。本発明の第一の側面に係る電子材料用銅合金の別の一実施形態においては、0.2mmの厚みにおいて、Badway曲げ軸が圧延方向と同一方向の180°曲げ試験を行ったときのMBR/tが0.5未満である。本発明の第一の側面に係る電子材料用銅合金の更に別の一実施形態においては、0.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが以下の1~3の何れかの関係を有する。1-10EC1220≦YS≦-10EC12602-13EC1470≦YS≦-13EC15103-10EC1270≦YS≦-10EC1380本発明の第一の側面に係る電子材料用銅合金の更に別の一実施形態においては、0.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが以下の1’~3’の何れかの関係を有する。1’-10EC1240≦YS≦-10EC12602’-13EC1490≦YS≦-13EC15103’-10EC1320≦YS≦-10EC1340本発明の第一の側面に係る電子材料用銅合金の更に別の一実施形態においては、圧延方向に対し平行な断面における平均結晶粒径が3~30μmである。本発明の第一の側面に係る電子材料用銅合金の更に別の一実施形態においては、Ni、Cr、Sn、P、Mg、Mn、Ag、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al及びFeよりなる群から選ばれる少なくとも1種の合金元素を更に含有し、且つ、当該合金元素の総量が2.0質量以下である。本発明は第二の一側面において、Coを0.5~3.0質量、及び、Siを0.1~1.0質量含有し、更にNi、Cr、Sn、P、Mg、Mn、Ag、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al及びFeよりなる群から選ばれる少なくとも1種の合金元素を更に含有し、且つ、当該合金元素の総量が2.0質量以下であり、残部がCu及び不可避的不純物からなり、Co及びSiの質量比Co/Siが3.5≦Co/Si≦5.0であり、圧延方向に平行な断面において粒径が1~50nmの範囲にある第二相粒子の平均粒径が2~10nmであり、当該第二相粒子同士の平均距離が10~50nmであり、0.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが以下の4の関係を有する電子材料用銅合金である。4-10EC1220≦YS≦-10EC1375本発明の第二の側面に係る電子材料用銅合金の一実施形態においては、0.3mmの厚みにおいて、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曲げ試験を行ったときのMBR/tが1.0以下である。本発明の第二の側面に係る電子材料用銅合金の別の一実施形態においては、0.2mmの厚みにおいて、Badway曲げ軸が圧延方向と同一方向の180°曲げ試験を行ったときのMBR/tが0.5未満である。本発明の第二の側面に係る電子材料用銅合金の更に別の一実施形態においては、0.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが以下の4’の関係を有する。4’-10EC1300≦YS≦-10EC1375本発明は第三の側面において、上記何れかに記載の電子材料用銅合金を加工して得られた伸銅品である。本発明は第四の側面において、上記何れかに記載の電子材料用銅合金を備えた電子部品である。本発明によれば、強度、導電性、及び曲げ加工性のバランスが向上したCu-Co-Si系合金が得られる。組成本発明に係る電子材料用銅合金は、Coを0.5~3.0質量、及び、Siを0.1~1.0質量含有し、残部がCu及び不可避的不純物からなり、Co及びSiの質量比Co/Siが3.5≦Co/Si≦5.0である組成を有する。Coは添加量が少なすぎるとコネクタなどの電子部品材料として必要とされる強度が得られない一方で、多すぎると鋳造時に晶出相を生成して鋳造割れの原因となる。また、熱間加工性の低下を引き起こし、熱間圧延割れの原因となる。そこで0.5~3.0質量とした。好ましいCoの添加量は0.7~2.0質量である。Siは添加量が少なすぎるとコネクタなどの電子部品材料として必要とされる強度が得られない一方で、多すぎると導電率の低下が著しい。そこで0.1~1.0質量とした。好ましいSiの添加量は0.15~0.6質量である。Co及びSiの質量比Co/Siについて、強度の向上につながる第二相粒子であるコバルトシリサイドの組成は、Co2Siであり、質量比では4.2が最も効率よく特性を向上し得る。Co及びSiの質量比がこの値から遠くなり過ぎると何れかの元素が過剰に存在することになるが、過剰元素は強度向上に結びつかない他、導電率の低下につながるため、不適切である。そこで、本発明ではCo及びSiの質量比を3.5≦Co/Si≦5.0としており、好ましくは3.8≦Co/Si≦4.5である。その他の添加元素として、Ni、Cr、Sn、P、Mg、Mn、Ag、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al及びFeよりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を所定量添加すると、添加元素に応じて強度、導電率、曲げ加工性、さらにはめっき性や鋳塊組織の微細化による熱間加工性等を改善する効果がある。この場合の合金元素の総量は、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、最大で2.0質量、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い。また、上記合金元素の含有量は各合金元素につき最大0.5質量とするのが好ましい。各合金元素の添加量が0.5質量を超えると、上記効果がそれ以上推進されないだけでなく、導電率の低下や製造性の劣化が顕著になるためである。第二相粒子本発明において、第二相粒子とは、母相とは異なる組成を有する粒子全般を指し、Co及びSiの金属間化合物コバルトシリサイドで構成される第二相粒子のほか、Co及びSi以外にも他の添加元素や不可避的不純物が含まれる第二相粒子も含まれる。本発明においては、圧延方向に平行な断面において粒径が1~50nmの範囲にある第二相粒子に着目し、その平均粒径及び粒子間の平均距離を規定している。このような超微細な第二相粒子の粒径と第二相粒子同士の距離を制御することによって合金特性が向上する。具体的には、圧延方向に平行な断面において粒径が1~50nmの範囲にある第二相粒子の平均粒径は、大きすぎると十分な強度が得られない傾向にあり、逆に小さすぎると十分な導電率が得られない傾向にある。そこで、当該平均粒径は2~10nmに制御することが好ましく、2~5nmに制御することがより好ましい。また、平均粒径のみならず、当該第二相粒子同士の平均距離を制御することも重要である。第二相粒子同士の平均距離を小さくすると高い強度が得られ、第二相粒子同士の平均距離を50nm以下とするのが好ましく、30nm以下とするのがより好ましい。下限は析出し得る添加元素の量と析出物の径から10nmである。本発明においては、第二相粒子の平均粒径は、以下の手順によって測定する。透過電子顕微鏡にて100万倍で1~50nmの第二相粒子が100個以上含まれるように撮影し、各粒子の長径を測定し、その合計を粒子個数で除した数値を平均粒径とする。長径とは、観察視野中で、各第二相粒子において粒子の輪郭線上にある最も遠い2点を結ぶ線分の長さのことを指す。本発明においては、第二相粒子同士の平均距離は、以下の手順によって測定する。透過電子顕微鏡にて100万倍で1~50nmの第二相粒子が100個以上含まれるように撮影し、観察視野内の観察面積×試料厚み÷第2相粒子個数を1/3乗することで求められる。結晶粒径結晶粒は、強度に影響を与え、強度が結晶粒の-1/2乗に比例するというホールペッチ則が一般的に成り立つため、結晶粒は小さい方が好ましい。しかしながら、析出強化型の合金においては、第二相粒子の析出状態に留意する必要がある。時効処理においては結晶粒内に析出した第二相粒子は、強度向上に寄与するが、結晶粒界に析出した第二相粒子はほとんど強度向上に寄与しない。したがって、結晶粒が小さいほど、析出反応における粒界反応の割合が高くなるため、強度向上に寄与しない粒界析出が支配的となり、結晶粒径が3μm未満の場合、所望の強度を得ることができない。一方、粗大な結晶粒は、曲げ加工性を低下させる。そこで、所望の強度および曲げ加工性を得る観点から、平均結晶粒径が3~30μmとするのが好ましい。さらに、平均結晶粒径は、高強度および良好な曲げ加工性の両立という観点から、5~15μmに制御することがより好ましい。強度、導電性および曲げ加工性本発明に係るCu-Co-Si系合金は一実施形態において、0.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが次式の関係を有する。-10EC1220≦YS≦-10EC1380本発明に係るCu-Co-Si系合金は別の一実施形態において、0.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが以下の1~3の何れかの関係を有する。1-10EC1220≦YS≦-10EC12602-13EC1470≦YS≦-13EC15103-10EC1270≦YS≦-10EC1380本発明に係るCu-Co-Si系合金は好ましい一実施形態において、0.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが以下の1’~3’の何れかの関係を有する。1’-10EC1240≦YS≦-10EC12602’-13EC1490≦YS≦-13EC15103’-10EC1320≦YS≦-10EC1340本発明に係るCu-Co-Si系合金は、Ni、Cr、Sn、P、Mg、Mn、Ag、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al及びFeよりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素が添加された場合の好ましい一実施形態において、0.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが以下の4の関係を有する。4-10EC1220≦YS≦-10EC1375本発明に係るCu-Co-Si系合金は、Ni、Cr、Sn、P、Mg、Mn、Ag、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al及びFeよりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素が添加された場合のより好ましい一実施形態において、0.2耐力YS;MPa及び導電率EC;IACSが以下の4’の関係を有する。4’-10EC1300≦YS≦-10EC1375本発明に係るCu-Co-Si系合金は一実施形態において、導電率が50~75IACSであり、典型的な実施形態において、導電率が55~70IACSであり、より典型的な実施形態において、導電率が60~70IACSである。本発明に係るCu-Co-Si系合金は一実施形態において、0.3mmの厚みにおいて、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、1.0以下とすることができ、好ましくは0.5以下とすることができ、より好ましくは0.1以下とすることもできる。本発明に係るCu-Co-Si系合金は一実施形態において、0.2mmの厚みにおいて、Badway曲げ軸が圧延方向と同一方向の180°曲げ試験を行ったときのMBR/tを0.5未満とすることができ、好ましくは0.4以下とすることができ、より好ましくは0.2以下とすることもできる。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、Co、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:Co-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:Co-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。なお、溶体化処理の後は、冷間圧延、時効処理の順でも良い。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以下の点に留意する必要がある。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粗大晶出物析出物を母相中に固溶する必要がある。そのため、熱間圧延では材料温度を950°C~1070°Cとして1時間以上、より均質に固溶するために好ましくは3~10時間加熱した後に行うことが好ましい。950°C以上という温度条件は他のコルソン系合金の場合に比較して高い温度設定である。熱間圧延前の保持温度が950°C未満では固溶が不十分であり、1070°Cを超えると材料が溶解する可能性がある。熱間圧延時は、材料温度が600°C未満では固溶した元素の析出が顕著になるため、高い強度を得ることが困難となる。また、均質な再結晶化を行うためには、熱間圧延終了時の温度を850°C以上とすることが好ましい。よって、熱間圧延時の材料温度は600°C~1070°Cの範囲とするのが好ましく、850~1070°Cの範囲とするのがより好ましい。熱間圧延終了後の冷却過程では冷却速度をできるだけ速くし、第二相粒子の析出を抑制するのがよい。冷却を速くする方法としては水冷がある。熱間圧延を行った後、適宜、焼鈍時効処理や再結晶焼鈍を含むと冷間圧延を繰り返した後に溶体化処理を実施する。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重要となる。具体的には、溶体化処理温度は850°C~1050°Cに設定して第二相粒子を固溶させる。溶体化処理後の冷却も速いほうが好ましく、具体的には10°C/sec以上とするのが望ましい。また、材料温度が最高到達温度に保持されている適切な時間はCoおよびSi濃度、および最高到達温度によって異なるが、再結晶およびその後の結晶粒の成長による結晶粒の粗大化を防ぐため、典型的には材料温度が最高到達温度に保持されている時間を480秒以下、好ましくは240秒以下、更に好ましくは120秒以下に制御する。ただし、材料温度が最高到達温度に保持されている時間が短すぎると粗大な第二相粒子の数を低減することができない場合があるため、10秒以上とするのが好ましく、30秒以上とするのがより好ましい。溶体化処理工程後は、時効処理を行う。本発明に係る銅合金を製造する上では時効処理の条件を厳密に制御することが望まれる。時効処理が第二相粒子の分布状態の制御に最も大きな影響を与えるからである。具体的な時効処理条件については以下に説明する。まず、材料温度が350°Cから保持温度まで到達するときの昇温速度は、高すぎると析出サイトが少ないため、第二相粒子の数が少なくなり第二相粒子の粒子間距離が大きくなりやすい。一方で、低すぎると昇温中に第二相粒子が大きくなる。そこで、10~160°C/h、好ましくは10~100°C/h、より好ましくは10~50°C/hとする。昇温速度は、保持温度-350°C/材料温度が350°Cから保持温度まで上昇するのに要した時間で与えられる。次に、材料の保持温度°Cをx、保持温度における保持時間hをyとした場合に、次式:4.5×1016×exp-0.075x≦y≦5.6×1018×exp-0.075xを満たすように保持温度及び保持時間を設定する。y>5.6×1018×exp-0.075xとなると、第二相粒子が成長し過ぎて平均粒径が10nm超となる傾向にあり、4.5×1016×exp-0.075x>yとなると、第二相粒子の成長が不十分で平均粒径が2nm未満になる傾向にある。時効処理は、好ましくは次式:4.5×1016×exp-0.075x≦y≦7.1×1017×exp-0.075xを満たすように保持温度及び保持時間を設定する。当該条件で時効処理を実施すると第二相粒子の平均粒径が2~5nmに入りやすい。図5に、上記の式を、x軸を材料の保持温度°Cとし、y軸を保持温度における保持時間hとしてグラフに表した。最後に、材料温度が保持温度から350°Cまで低下するときの降温速度は、低くすることで導電率の向上が見込める。ただし、低すぎると強度が低下する。そこで、5~200°C/h、好ましくは10~150°C/h、より好ましくは20~100°C/hとする。降温速度は、保持温度-350°C/降温を開始した後、材料温度が保持温度から350°Cまで低下するのに要した時間で与えられる。なお、溶体化、冷間圧延、時効処理の順で実施する場合には、時効処理前に歪が加わっており、析出速度が速いため、時効温度を加工度×2°C程度下げるとよい。時効処理は多段時効を行うと更に良好な特性が得られる。詳細な条件としては、1段目の時効処理を上記条件で行った後、段間の温度差を20°C~100°C、各段の保持時時間を3~20hとして低温側に向かって多段時効を行うのが好ましい。段間の温度差を20°C~100°Cに設定したのは、温度差が20°C未満だと第二相粒子が成長しすぎて強度が低下する一方で、温度差が100°Cを超えると析出速度が遅すぎて効果が小さいからである。段間の温度差は好ましくは30~70°Cであり、より好ましくは40~60°Cである。例えば、1段目の時効処理を480°Cで行った場合、2段目の時効処理をそれよりも20~100°C低い保持温度である380~460°Cで行うことができる。3段目以降も同様である。なお、保持温度が350°C未満となる時効処理を行っても第二相粒子の分布状態はほとんど変化しないので、時効処理の段数を必要以上に多く設定する必要はない。好適な段数は2段又は3段であり、3段がより好ましい。各段の保持時間を3~20hに設定したのは、保持時間が3h未満だと効果が得られない一方で、20hを超えると時効時間が長くなりすぎて製造コストが増加するからである。保持時間は好ましくは4~15hであり、より好ましくは5~10hである。材料温度が保持温度から350°Cまで低下するときの降温速度について先述したが、多段時効を行う場合であっても、材料温度が350°C以上にあるときは、同様の降温速度で行うことが好ましい。多段時効する場合の降温速度は1段目の保持温度-350°C/1段目終了後に降温を開始した後、材料温度が保持温度から350°Cまで低下するのに要した時間-各段における保持時間で与えられる。すなわち、各段における保持時間は降温時間から控除して降温速度を計算する。時効処理の後は、必要に応じて冷間圧延を行う。圧延加工度は5~40が好ましい。冷間圧延の後は、必要に応じて歪取り焼鈍を行う。焼鈍温度は300~600°Cで5秒~10時間が好ましい。本発明のCu-Si-Co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-Si-Co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>No.1~No.43については、表1に記載の質量濃度のCo及びSi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-Co-Si系銅合金を、高周波溶解炉を用いてAr雰囲気中で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、第一時効処理を材料温度600°C、加熱時間10時間の条件で実施した。次いで、第一冷間圧延を95以上の加工度で実施した。次いで、溶体化処理をCo濃度が0.5~1.0質量のものは材料温度850°C、加熱時間100秒、Co濃度が1.2質量のものは材料温度900°C、加熱時間100秒、Co濃度が1.5~1.9質量のものは加熱温度950°C、加熱時間100秒、Co濃度が2.0質量以上のものは加熱温度1000°C、加熱時間100秒の条件で実施し、その後は水冷した。次いで、第二時効処理を表1に記載の条件で実施した。次いで、第二冷間圧延を圧下率20の条件で実施し、板厚0.3mmのものと板厚0.2mmのものの二種類を得た。最後に、歪み取り焼鈍を材料温度400°C、加熱時間30秒の条件で実施して、各試験片とした。同一番号の試験片には板厚0.2mmと板厚0.3mmの二種類が存在する。なお、各工程の合間には適宜面削、酸洗、脱脂を行った。No.44については、表1に記載の質量濃度のCo及びSi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-Co-Si系銅合金を、高周波溶解炉を用いてAr雰囲気中で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、第一冷間圧延を93以上の加工度で実施した。次いで、溶体化処理を材料温度900°C、加熱時間100秒の条件で実施し、その後は水冷した。次いで、第二時効処理を表1に記載の条件で実施した。次いで、第二冷間圧延を圧下率50の条件で実施し、板厚0.3mmのものと板厚0.2mmのものの二種類を各試験片とした。なお、この例では第一時効処理は実施しなかった。各工程の合間には適宜面削、酸洗、脱脂を行った。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及び引張強さTS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:MPa及び引張強さTS;MPaを測定した。2導電率ECダブルブリッジによる体積抵抗率測定を行って、導電率EC:IACSを求めた。3平均結晶粒径GS試験片を観察面が圧延方向に対し平行な厚み方向の断面となるように樹脂埋めし、観察面を機械研磨にて鏡面仕上げを行い、続いて水100容量部に対して質量濃度36の塩酸10容量部の割合で混合した溶液に、その溶液の重量に対して5の重量の塩化第二鉄を溶解させた。こうして出来上がった溶液中に、試料を10秒間浸漬して金属組織を現出させた。次に、この金属組織を光学顕微鏡で100倍に拡大して観察視野0.5mm2の範囲の写真を撮った。続いて、当該写真に基づいて個々の結晶粒の圧延方向の最大径と厚み方向の最大径との平均を各結晶について求め、各観察視野に対して平均値を算出し、さらに観察視野15箇所の平均値を平均結晶粒径とした。4曲げ加工性<W曲げ>0.2mmと0.3mmの厚みの試料を幅100mm、長さ200mmに切り出したものを曲げ用試験片として用いた。試験片を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。<180°曲げ>0.2mmの厚みの試料を幅100mm、長さ200mmに切り出したものを曲げ用試験片として用いた。所定の曲げ半径Rで170°程度にBadwayに曲げた後、曲げ内側半径Rの2倍の挟み物をし180°に押し曲げて180°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。5粒径が1~50nmの範囲にある第二相粒子の平均粒径及び平均距離各試験片の一部を用いて、ツインジェット式電解研磨装置によって、厚み10~100nmの観察用試料の作成を行い、透過型電子顕微鏡HITACHI-H-9000により先述した方法に従って測定した。10視野の平均値を測定値とした。本実施例では、透過型電子顕微鏡の試料作成において一般に用いられる電解研磨法を使用したが、FIBFocusedIonBeam:集束イオンビームによる薄膜作成を行って測定しても良い。結果を表2に示した。以下に、各試験片の結果説明をする。No.1~33及びNo.44は発明例であり、溶体化処理後に行った第2時効処理条件が適切であったため、強度、導電率、及び曲げ加工性のバランスに優れていた。また、時効処理の段数を増やすことでこのバランスが更に向上したことが分かる。特に曲げ性については、0.2mm厚での評価結果はMBR/t=0であり、0.3mmと厚い板厚でも良好な結果が得られている。また、No.44は、加工度を上げて歪み取り焼鈍を省略することで強度を高めた例である。但し、その分、曲げ加工性が若干低下した。一方、No.34は、時効処理時の温度が低く、時間も短かったために第二相粒子の成長が不十分で平均粒子径が2nm以下となった。そのため、発明例に比べて特性のバランスが劣った。No.35は、時効処理時の温度が高く、時間も長かったために第二相粒子が成長し過ぎて平均粒子径が10nm以上となった。そのため、発明例に比べて特性のバランスが劣った。No.36は、時効処理時の昇温速度が低すぎたために昇温中に第二相粒子が成長し過ぎて平均粒子径が10nm以上となった。そのため、発明例に比べて特性のバランスが劣った。No.37は、時効処理時の昇温速度が高すぎたために析出サイトの数が少なくなり、粒子間距離が50nm以上となった。そのため、発明例に比べて特性のバランスが劣った。No.38とNo.39は、時効処理時の昇温速度が高すぎたために析出サイトの数が少なくなり、粒子間距離が50nm以上となった。そのため、発明例に比べて曲げ性が劣った。No.40は、No.34に対して二段目の時効処理を追加した例であるが、一段目の時効処理時の温度が低く、時間も短かったために第二相粒子の成長が不十分で平均粒子径が2μm以下となった。そのため、発明例に比べて特性のバランスが劣った。No.41は、No.35に対して二段目の時効処理を追加した例であるが、一段目の時効処理時の温度が高く、時間も長かったために第二相粒子が成長し過ぎて平均粒子径が10μm以上となった。そのため、発明例に比べて特性のバランスが劣った。No.42は、No.34に対して二段目及び三段目の時効処理を追加した例であるが、一段目の時効処理時の温度が低く、時間も短かったために第二相粒子の成長が不十分で粒子径が2μm以下となった。そのため、発明例に比べて特性のバランスが劣った。No.43は、No.35に対して二段目及び三段目の時効処理を追加した例であるが、一段目の時効処理時の温度が高く、時間も長かったために第二相粒子が成長し過ぎて平均粒子径が10μm以上となった。そのため、発明例に比べて特性のバランスが劣った。<例2>No.2-1~2-6については、表3に記載の質量濃度のCo、Si及びその他の元素を含有し、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-Co-Si系銅合金について、例1のNo.27と同様の製造方法によって試験片を製造した。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。No.2-7については、表3に記載の質量濃度のCo、Si及びその他の元素を含有し、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-Co-Si系銅合金について、例1のNo.5と同様の製造方法によって試験片を製造した。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。<例3>表5に記載の質量濃度のCo、Si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-Co-Si系銅合金について、第一時効処理までは例1のNo.5と同じ製造方法で、第一時効処理後に、第一冷間圧延を95以上の加工度で実施した。次いで、溶体化処理を材料温度900°C、加熱時間100秒の条件で実施し、その後は水冷した。次いで、第二冷間圧延を表5に記載の所定の加工度で行い、その後に第二時効処理をおこなって板厚0.2mmのものと板厚0.3mmの試験片を製造した。なお、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6に示す。時効処理と冷間圧延の順を変更しても、時効温度を加工度×2°C下げて時効処理することで本発明の効果が得られることがわかる。