1.0~4.0質量のNi、0.2~0.9質量のSiを含有し、残部がCu及び不可避的不純物からなり、表面から10μm未満の結晶組織において、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるEBSD法にて測定した結晶粒界の全粒界長さLに対する特殊粒界の全特殊粒界長さLσの比率Lσ/Lが60~70であり、粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数が0.2~0.7個/μm2であり、結晶粒内に固溶しているSiの濃度が0.03~0.4質量であることを特徴とする優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板。更にSnを0.2~0.8質量、Znを0.3~1.5質量含有することを特徴とする請求項1に記載の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板。更にMgを0.001~0.2質量含有することを特徴とする請求項1或いは請求項2に記載の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板。更にFe:0.007~0.25質量、P:0.001~0.2質量、C:0.0001~0.001質量、Cr:0.001~0.3質量、Zr:0.001~0.3質量を1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1から請求項3のいずれか1項に記載の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板。請求項1から請求項4のいずれか1項に記載の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板の製造方法であって、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Cu-Ni-Si系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延の最終パス終了後の冷却開始温度を400~500°Cで実施し、溶体化処理を700~800°Cで60~120秒間にて実施し、時効処理を400~500°Cで7~14時間にて実施することを特徴とする前記Cu-Ni-Si系銅合金板の製造方法。先行技術文献に開示されているCu-Ni-Si系銅合金板は、曲げ加工性、耐応力緩和性、或いは、せん断加工性が、個々には充分に優れているが、優れた曲げ加工性ばね限界値及び耐応力緩和性を有し、更に、せん断加工性がいずれも良好であるCu-Ni-Si系銅合金板については充分な検討がなされていなかった。これらの事情に鑑みて、本発明では、優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有し、かつせん断加工性が良好である、自動車の電気接続用コネクタやプリント基板の接続端子等の導電部材としての使用に適したCu-Ni-Si系銅合金板及びその製造方法を提供することを目的とする。本発明者らは、鋭意検討の結果、表面から10μm未満の結晶組織において、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるEBSD法にて測定した結晶粒界の全粒界長さLに対する特殊粒界の全特殊粒界長さLσの比率Lσ/Lが60~70であり、粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数が0.2~0.7個/μm2であり、結晶粒内に固溶しているSiの濃度が0.03~0.4質量であるCu-Ni-Si系銅合金板は、優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有し、更に、せん断加工性が良好であることを見出した。即ち、本発明の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板は、1.0~4.0質量のNi、0.2~0.9質量のSiを含有し、残部がCu及び不可避的不純物からなり、表面から10μm未満の結晶組織において、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるEBSD法にて測定した結晶粒界の全粒界長さLに対する特殊粒界の全特殊粒界長さLσの比率Lσ/Lが60~70であり、粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数が0.2~0.7個/μm2であり、結晶粒内に固溶しているSiの濃度が0.03~0.4質量であることを特徴とする。Ni及びSiは、適切な熱処理を行うことにより、Ni2Siを主とする金属間化合物の微細な粒子を形成する。その結果、合金の強度が著しく増加し、同時に電気伝導性も上昇する。Niは1.0~4.0質量の範囲で添加する。Niが1.0質量未満であると、充分な強度が得られない。Niが4.0質量を超えると、熱間圧延で割れが発生する。Siは0.2~0.9質量の範囲で添加する。Siが0.2質量未満であると、強度が低下する。Siが4.0質量を超えると、強度に寄与しないばかりでなく、過剰なSiによって導電性が低下する。本発明では、表面から10μm未満の結晶組織が特に重要であり、EBSD法にて測定した結晶粒界の全粒界長さLに対する特殊粒界の全特殊粒界長さLσの比率Lσ/Lが60未満、或いは、70を超えても、ばね限界値が低下する。また、表面から10μm未満の結晶組織において、粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数が0.2個/μm2未満、或いは、0.7個/μm2を超えても、耐応力緩和性が低下する。また、表面から10μm未満の結晶組織の結晶粒内に固溶しているSiの濃度が0.03質量未満、或いは、0.4質量を超えても、せん断加工性が低下する。また、本発明の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板は、更にSnを0.2~0.8質量、Znを0.3~1.5質量含有することを特徴とする。Sn及びZnには、強度及び耐熱性を改善する作用があり、更にSnには耐応力緩和性の改善作用が、Znにははんだ接合の耐熱性を改善する作用がある。Snは0.2~0.8質量、Znは0.3~1.5質量の範囲で添加する。この範囲を下回ると所望の効果が得られず、上回ると導電性が低下する。また、本発明の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板は、更にMgを0.001~0.2質量含有することを特徴とする。Mgには応力緩和特性及び熱間加工性を改善する効果があるが、0.001質量未満では効果がなく、0.2質量を超えると、鋳造性鋳肌品質の低下、熱間加工性、めっき耐熱剥離性が低下する。また、本発明の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板は、更にFe:0.007~0.25質量、P:0.001~0.2質量、C:0.0001~0.001質量、Cr:0.001~0.3質量、Zr:0.001~0.3質量を1種又は2種以上を含有することを特徴とする。Feには、熱間圧延性を向上させ表面割れや耳割れの発生を抑制する、NiとSiの析出化合物を微細化し、メッキ加熱密着性を向上させる効果があるが、その含有量が0.007未満では、所望の効果が得られず、一方、その含有量が0.25を超えると、熱間圧延性の向上効果が飽和し、導電性にも悪影響を及ぼすようになることから、その含有量を0.007~0.25と定めた。Pには、曲げ加工によって起るばね性の低下を抑制する効果があるが、その含有量が0.001未満では所望の効果が得られず、一方、その含有量が0.2を超えると、はんだ耐熱剥離性を著しく損なうようになることから、その含有量を0.001~0.2と定めた。Cには、プレス打抜き加工性を向上させ、更にNiとSiの析出化合物を微細化させることにより合金の強度を向上させる効果があるが、その含有量が0.0001未満では所望の効果が得られず、一方、0.001を越えると、熱間加工性に悪影響を与えるので好ましくなく、その含有量は0.0001~0.001と定めた。Cr及びZrには、Cとの親和力が強くCu合金中にCを含有させ易くするほか、NiおよびSiの析出化合物を一層微細化して合金の強度を向上させ、それ自身の析出によって強度を一層向上させる効果を有するが、含有量が0.001未満では、合金の強度向上効果が得られず、0.3を超えると、Cr及び/またはZrの大きな析出物が生成し、めっき性が悪くなり、プレス打抜き加工性も悪くなり、更に熱間加工性が損なわれるので好ましくなく、これらの含有量はそれぞれ0.001~0.3に定めた。本発明の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板の製造方法は、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程で前記Cu-Ni-Si系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延の最終パス終了後の冷却開始温度を400~500°Cで実施し、溶体化処理を700~800°Cで60~120秒間にて実施し、時効処理を400~500°Cで7~14時間にて実施することを特徴とする。熱間圧延の最終パス終了後の冷却開始温度が500°Cを超えると、表面から10μm未満の結晶組織において、粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数が0.2個/μm2未満となる。冷却開始温度を400°C未満とすることは、冷間圧延の効率が低下し、実機での製造面からも無理がある。溶体化処理が700°C、或いは、60秒間未満でも、800°C、或いは、120秒間を超えても、表面から10μm未満の結晶組織において、EBSD法にて測定した結晶粒界の全粒界長さLに対する特殊粒界の全特殊粒界長さLσの比率Lσ/Lが60~70の範囲内とはならない。また、700°C、或いは、60秒間未満では、表面から10μm未満の結晶組織において、粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数が0.7個/μm2を超える傾向が見られる。時効処理が400°C、或いは、7時間未満でも、500°C、或いは、14時間を超えても、表面から10μm未満の結晶組織において、結晶粒内のSiの濃度が0.4質量を超える。また、時効処理にて、Si濃度を0.03質量未満とすることは、製造時に銅合金板中に添加されるSiの質量より不可能である。本発明により、優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板及びその製造方法が提供される。以下、本発明の実施形態について説明する。銅基合金板の成分組成1本発明の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板は、1.0~4.0質量のNi、0.2~0.9質量のSiを含有し、残部がCu及び不可避的不純物からなる組成を有する。Ni及びSiは、適切な熱処理を行うことにより、Ni2Siを主とする金属間化合物の微細な粒子を形成する。その結果、合金の強度が著しく増加し、同時に電気伝導性も上昇する。Niは1.0~4.0質量の範囲で添加する。Niが1.0質量未満であると、充分な強度が得られない。Niが4.0質量を超えると、熱間圧延で割れが発生する。Siは0.2~0.9質量の範囲で添加する。Siが0.2質量未満であると強度が低下する。Siが4.0質量を超えると、強度に寄与しないばかりでなく、過剰なSiによって導電性が低下する。2更に、本発明の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板は、1.0~4.0質量のNi、0.2~0.9質量のSi、0.2~0.8質量のSn、0.3~1.5質量のZnを含有する。Sn及びZnには、強度及び耐熱性を改善する作用があり、更にSnには耐応力緩和性の改善作用が、Znにははんだ接合の耐熱性を改善する作用がある。Snは0.2~0.8質量、Znは0.3~1.5質量の範囲で添加する。この範囲を下回ると所望の効果が得られず、上回ると導電性が低下する。3更に、本発明の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板は、1.0~4.0質量のNi、0.2~0.9質量のSi、0.001~0.2質量のMgを含有する、或いは、1.0~4.0質量のNi、0.2~0.9質量のSi、0.2~0.8質量のSn、0.3~1.5質量のZn、0.001~0.2質量のMgを含有する。Mgには応力緩和特性及び熱間加工性を改善する効果があるが、0.001質量未満では効果がなく、0.2質量を超えると鋳造性鋳肌品質の低下、熱間加工性、めっき耐熱剥離性が低下する。更に、本発明の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板は、1或いは2或いは3の成分に加え、Fe:0.007~0.25質量、P:0.001~0.2質量、C:0.0001~0.001質量、Cr:0.001~0.3質量、Zr:0.001~0.3質量を1種又は2種以上を含有する。Feには、熱間圧延性を向上させ表面割れや耳割れの発生を抑制する、NiとSiの析出化合物を微細化し、メッキ加熱密着性を向上させる効果があるが、その含有量が0.007未満では、所望の効果が得られず、一方、その含有量が0.25を超えると、熱間圧延性効果が飽和し、導電性にも悪影響を及ぼすようになることから、その含有量を0.007~0.25と定めた。Pには、曲げ加工によって起るばね性の低下を抑制する効果があるが、その含有量が0.001未満では所望の効果が得られず、一方、その含有量が0.2を超えると、はんだ耐熱剥離性を著しく損なうようになることから、その含有量を0.001~0.2と定めた。Cには、プレス打抜き加工性を向上させ、更にNiとSiの析出化合物を微細化させることにより合金の強度を向上させる効果があるが、その含有量が0.0001未満では所望の効果が得られず、一方、0.001を越えると、熱間加工性に悪影響を与えるので好ましくなく、その含有量は0.0001~0.001と定めた。Cr及びZrには、Cとの親和力が強くCu合金中にCを含有させ易くするほか、NiおよびSiの析出化合物を一層微細化して合金の強度を向上させ、それ自身の析出によって強度を一層向上させる効果を有するが、含有量が0.001未満では、合金の強度向上効果が得られず、0.3を超えると、Cr及び/またはZrの大きな析出物が生成し、めっき性が悪くなり、プレス打抜き加工性も悪くなり、更に熱間加工性が損なわれるので好ましくなく、これらの含有量はそれぞれ0.001~0.3に定めた。そして、本発明の本発明の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板は、表面から10μm未満の結晶組織において、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるEBSD法にて測定した結晶粒界の全粒界長さLに対する特殊粒界の全特殊粒界長さLσの比率Lσ/Lが60~70であり、粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数が0.2~0.7個/μm2であり、Cu結晶粒内に固溶しているSiの濃度が0.03~0.4質量である。[Lσ/L、Ni-Si析出物粒子の個数、Si濃度]本発明にて、表面から10μm未満の結晶組織において、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるEBSD法にて測定した結晶粒界の全粒界長さLに対する特殊粒界の全特殊粒界長さLσの比率Lσ/Lは、次のようにして求めた。前処理として、10mm×10mmの試料を10硫酸に10分間浸漬した後、水洗、エアブローにより散水した後に、日立ハイテクノロジーズ社製フラットミリングイオンミリング装置で、加速電圧5kV、入射角5°、照射時間1時間にて表面処理を施した。次に、TSL社製EBSDシステム付きの日立ハイテクノロジーズ社製走査型電子顕微鏡S-3400Nでその試料表面を観察した。観察条件は、加速電圧25kV、測定面積150μm×150μmとした。ステップサイズ0.5μmにて、測定面積範囲内の全ピクセルの方位を測定し、隣接するピクセル間の方位差が5°以上である境界を結晶粒界とみなした。次に、測定範囲における結晶粒界の全粒界長さLを測定し、隣接する結晶粒の界面が特殊粒界を構成する結晶粒界の位置を決定するとともに、特殊粒界の全特殊粒界長さLσと、上記測定した結晶粒界の全粒界長さLとの粒界長比率Lσ/Lを求め、特殊粒界長さ比率とした。EBSD法にて測定した結晶粒界の全粒界長さLに対する特殊粒界の全特殊粒界長さLσの比率Lσ/Lが60未満、或いは、70を超えても、ばね限界値が低下する。本発明にて、表面から10μm未満の結晶組織において、粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数/μm2は、次のようにして求めた。前処理として、10mm×10mmの試料を10硫酸に10分間浸漬した後、水洗、エアブローにより散水した後に、日立ハイテクノロジーズ社製フラットミリングイオンミリング装置で、加速電圧5kV、入射角5°、照射時間1時間にて表面処理を施した。次に、日立ハイテクノロジーズ社製電解放射型電子顕微鏡S-4800を使用し、2万倍にて、その試料の圧延方向垂直断面の表面より深さ8μmの地点を観察し、100μm2中の粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数をカウントし、個数/μm2に換算した。表面から10μm未満の結晶組織の粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数が0.2個/μm2未満、或いは、0.7個/μm2を超えても、耐応力緩和性が低下する。本発明にて、表面から10μm未満の結晶組織において、結晶粒内に固溶しているSiの濃度は、次のようにして求めた。日本電子社製透過型電子顕微鏡JEM-2010Fを使用し、5万倍にて、その試料の圧延方向垂直断面の表面より深さ8μmの地点の結晶粒内に固溶しているSiの濃度を観察した。表面から10μm未満の結晶組織の結晶粒内に固溶しているSiの濃度が0.03質量未満、或いは、0.4質量を超えても、せん断加工性が低下する。[銅基合金板の製造方法]本発明の優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有するせん断加工性が良好なCu-Ni-Si系銅合金板の製造方法は、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、最終冷間圧延、歪み取り焼鈍をこの順序で含む工程でCu-Ni-Si系銅合金板を製造するに際して、熱間圧延の最終パス終了後の冷却開始温度を400~500°Cで実施し、溶体化処理を700~800°Cで60~120秒間にて実施し、時効処理を400~500°Cで7~14時間にて実施する。熱間圧延の最終パス終了後の冷却開始温度が500°Cを超えると、表面から10μm未満の結晶組織において、粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数が0.2個/μm2未満となる。冷却開始温度を400°C未満とすることは、冷間圧延の効率が低下し、実機での製造面からも無理がある。溶体化処理が700°C、或いは、60秒間未満でも、800°C、或いは、120秒間を超えても、表面から10μm未満の結晶組織において、EBSD法にて測定した結晶粒界の全粒界長さLに対する特殊粒界の全特殊粒界長さLσの比率Lσ/Lが60~70の範囲内にならない。また、700°C、或いは、60秒間未満では、表面から10μm未満の結晶組織において、粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数が0.7個/μm2を超える傾向が見られる。時効処理が400°C、或いは、7時間未満でも、500°C、或いは、14時間を超えても、表面から10μm未満の結晶組織において、結晶粒内のSiの濃度が0.4質量を超える。また、時効処理にて、Si濃度を0.03質量未満とすることは、製造時に銅合金板中に添加されるSiの質量より不可能である。具体的な製造方法の一例としては、次の方法があげられる。先ず、本発明のCu-Ni-Si系銅合金板となるように材料を調合し、還元性雰囲気の低周波溶解炉を用いて溶解鋳造を行い銅合金鋳塊を得る。次に、この銅合金鋳塊を900~980°Cに加熱した後、熱間圧延を施して適度の厚みの熱延板としこの際に熱間圧延の最終パス終了後の冷却開始温度を400~500°Cで実施する、この熱延板を水冷した後に両面を適度に面削する。次に、圧延率60~90にて冷間圧延を施し、適度な厚みの冷延板を作製した後、710~750°C、7~15秒間保持の条件にて連続焼鈍を施し、酸洗い、表面研磨を行った後、圧延率60~90にて冷間圧延を施し、適度な厚みの冷延薄板を作製する。次に、これらの冷延薄板を700~800°Cで60~120秒間保持した後に急冷にて溶体化処理を施した後に、400~500°Cで7~14時間保持して時効処理を施した後、酸洗処理し、更に、加工率10~30にて最終冷間圧延を施し、必要に応じて歪み取り焼鈍を施す。表1に示す成分となるように材料を調合し、還元性雰囲気の低周波溶解炉を用いて溶解後に鋳造して、厚さ80mm、幅200mm、長さ800mmの寸法の銅合金鋳塊を製造した。この銅合金鋳塊を900~980°Cに加熱した後、表1に示す様に、熱間圧延の最終パス終了後の冷却開始温度を変えて熱間圧延を施し、厚さ11mmの熱延板とし、この熱延板を水冷した後に両面を0.5mm面削した。次に、圧延率87にて冷間圧延を施して、厚さ1.3mmの冷延薄板を作製した後に710~750°Cにて7~15秒間保持の条件で連続焼鈍を施した後、酸洗い、表面研磨を行い、更に、圧延率77にて冷間圧延を施して厚さ0.3mmの冷延薄板を作製した。この冷延板を表1に示す条件にて溶体化処理を施し、引続き、表1に示す条件にて時効処理を施し、酸洗処理後、最終冷間圧延を施して実施例1~14及び比較例1~9の銅合金薄板を作製した。次に、各銅合金薄板から得られた試料につき、表面から10μm未満の結晶組織において、結晶粒界の全粒界長さLに対する特殊粒界の全特殊粒界長さLσの比率Lσ/L、粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数個/μm2、結晶粒内に固溶しているSiの濃度質量を測定した。表面から10μm未満の結晶組織において、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡によるEBSD法にて測定した結晶粒界の全粒界長さLに対する特殊粒界の全特殊粒界長さLσの比率Lσ/Lは、次のようにして求めた。前処理として、10mm×10mmの試料を10硫酸に10分間浸漬した後、水洗、エアブローにより散水した後に、日立ハイテクノロジーズ社製フラットミリングイオンミリング装置で、加速電圧5kV、入射角5°、照射時間1時間にて表面処理を施した。次に、TSL社製EBSDシステム付きの日立ハイテクノロジーズ社製走査型電子顕微鏡S-3400Nでその試料表面を観察した。観察条件は、加速電圧25kV、測定面積150μm×150μmとした。ステップサイズ0.5μmにて、測定面積範囲内の全ピクセルの方位を測定し、隣接するピクセル間の方位差が5°以上である境界を結晶粒界とみなした。次に、測定範囲における結晶粒界の全粒界長さLを測定し、隣接する結晶粒の界面が特殊粒界を構成する結晶粒界の位置を決定するとともに、特殊粒界の全特殊粒界長さLσと、上記測定した結晶粒界の全粒界長さLとの粒界長比率Lσ/Lを求め、特殊粒界長さ比率とした。表面から10μm未満の結晶組織において、粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数/μm2は、次のようにして求めた。前処理として、10mm×10mmの試料を10硫酸に10分間浸漬した後、水洗、エアブローにより散水した後に、日立ハイテクノロジーズ社製フラットミリングイオンミリング装置で、加速電圧5kV、入射角5°、照射時間1時間にて表面処理を施した。次に、日立ハイテクノロジーズ社製電解放射型電子顕微鏡S-4800を使用し、2万倍にて、その試料の圧延方向垂直断面の表面より深さ8μmの地点を観察し、100μm2中の粒径が100nmを超えるNi-Si析出物粒子の個数をカウントし、個数/μm2に換算した。表面から10μm未満の結晶組織において、結晶粒内に固溶しているSiの濃度は、次のようにして求めた。日本電子社製透過型電子顕微鏡JEM-2010Fを使用し、5万倍にて、その試料の圧延方向垂直断面の表面より深さ8μmの地点の結晶粒内に固溶しているSiの濃度を観察した。これらの結果を表2に示す。次に、得られた各試料につき、ばね限界値、耐応力緩和性、せん断加工性について評価した。ばね限界値は、圧延方向に対し平行方向の幅10mmの短冊状の試験片を切り出し、JISH3130に従い、試験片を固定具に固定し、モーメント式試験により永久たわみ量を測定し、R.T.におけるKb0.1永久たわみ量0.1mmに対応する固定端における表面最大応力値:ばね限界値を算出した。耐応力緩和性は、片持ち梁方式によって測定した。圧延方向に対し平行方向の幅10mmの短冊状試験片を切り出し、その一端を剛体試験台に固定し、試験片のスパン長Lの部分に、d=2mmの大きさのたわみ量を与えた。このとき、材料耐力の80に相当する表面応力が材料に負荷されるようにLを決めた。これを180°Cのオーブン中に1000時間保持した後に取り出し、たわみ量dを取り去ったときの永久歪みδを測定してRS=δ/d×100で応力緩和率RSを計算し、残留応力率=100-RSとして応力緩和性を求めた。せん断加工性は、日本伸銅協会技術標準JCBAT310の試験方法に従い、インストロンジャパン製4204型万能材料試験を使用し、パンチ形状を直径10mmφの円形、クリアランスを5、せん断速度を25mm/minにて、せん断加工試験を実施し、バリ高さは、打ち抜いた試験片の円周方向90°毎4箇所のバリ高さを測定し、その平均値から求めた。これらの結果を表2に示す。これらの結果より、本発明の製造方法により製造されたCu-Ni-Si系銅合金板は、優れたばね限界値及び耐応力緩和性を有し、せん断加工性が良好であることがわかる。以上、本発明の実施形態の製造方法について説明したが、本発明はこの記載に限定されることはなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲において種々の変更を加えることが可能である。