"NiまたはNi合金からなる表層と、CuまたはCu合金からなる基層からなり、全体の厚さが0.2mm以下のクラッド材であって、クラッド材に90度繰り返し曲げ試験を10回施した後の断面観察で、クラッド界面の剥離が認められず、かつ破断に至るまでの繰り返し曲げ回数が17回以上であることを特徴とするクラッド材。NiまたはNi合金からなる表層と、CuまたはCu合金からなる基層からなり、全体の厚さが0.2mmを超えるクラッド材であって、クラッド材に、クラッド材厚さの2倍の曲げRで90度曲げ試験を行った後の目視断面観察で、クラッド界面の剥離が認めらないことを特徴とするクラッド材。NiまたはNi合金からなる表層と、CuまたはCu合金からなる基層からなるクラッド材であって、Ni-Cuの剥離強度が、4N/mm以上であることを特徴とするクラッド材。前記クラッドの空孔率が、20以下であることを特徴とする請求項1から3までのいずれかに記載のクラッド材。前記表層の厚みの変動係数が、5以下であることを特徴とする請求項1から4のいずれかにに記載のクラッド材。前記クラッド材の切断断面に、10μm以下の厚さのNi層が形成されていることを特徴とする請求項1から5までのいずれかに記載のクラッド材。NiまたはNi合金からなる表層と、CuまたはCu合金からなる基層を重ね合わせた後、下記1式の関係を満足する条件で接合圧延を施し、その後、650°C以上975°C以下の温度で10分以上8時間以下保持し、界面に存在する酸化物を拡散消失させる熱処理を施し、その後、少なくとも1回の熱間加工を経て製造されたことを特徴とする請求項1から5までのいずれかに記載のクラッド材。T≧-10R3001ただし、Tは圧延温度°C、Rは圧下率である。前記接合圧延を、下記2式の関係を満足する条件で行うことを特徴とする請求項7に記載のクラッド材。T≧-17.8R10842ただし、Tは圧延温度°C、Rは圧下率である。本発明者らが、前掲の各文献に記載されている方法に従ってNi-Cu-Niクラッド材を作製したところ、文献に示されるような高い導電率低抵抗は再現することができた。しかし、抵抗溶接を行うと良好な接合ができる部分と抵抗溶接ができない部分が偏在し、一部の材料では、抵抗溶接時に過大な発熱が生じて被接合材が溶損することが分かった。また、このようなクラッド材は、曲げ加工時などにクラッド界面において剥離が生じる場合があることも分かった。この様な問題は、特許文献3に示される他のクラッド材の製造に用いられる条件を採用して試作した材料においても確認された。本発明者らは、電解液に対する優れた耐食性および高い導電性を兼備し、抵抗溶接における優れた溶接性を有し、曲げ加工時にクラッド界面で剥離が発生しないクラッド材を提供することを目的とする。本発明者らは、上記の問題について鋭意研究を行い、下記の知見を得た。即ち、NiまたはNi合金からなる表層以下、単に表層という。の厚み変動が大きいクラッド材は、溶接不良が発生しやすい。例えば、表層が過大な部分ではスポット抵抗溶接の際に過大な発熱が生じ、被接合材を溶損してしまうからである。一方、表層が薄い部分では抵抗値が小さいために発熱が生じにくく、溶接不良が発生しやすい。したがって、表層厚みの変動は、できる限り小さくする必要がある。表層の厚み変動が小さいクラッド材でも、クラッド界面に酸化物が過剰に存在するものおよび/またはボイド具体的には、カーケンドールボイドが存在するものは、溶接不良が発生しやすい。これは、下記の理由によるものと考えられる。つまり、クラッド界面に酸化物および/またはボイドが存在すると、界面の金属-金属結合部分の面積率が低下して接合強度が低下するため、溶接時の熱衝撃によって界面に割れが発生し、剥離する場合がある。特に、界面に酸化物および/またはボイドが過剰に存在するクラッド材を高い加工度での圧延等を実施すると、金属同士が接合している界面に比べ、酸化物および/またはボイドが存在する界面では表層が伸長されて薄くなる。図2は、厚みが約100μmで表層厚さのバラツキが小さいクラッド材の顕微鏡写真であり、図3は、厚みが約100μmで表層厚さのバラツキが大きいクラッド材の顕微鏡写真である。図2および3に示すように、表層厚さのバラツキが大きい材料では、表層厚さのバラツキが小さいクラッド材に比べて全体的に表層厚さが安定せず、Cu層が露出する部分が発生する。通常、接合面を研削するなどして表面に付着した酸化物を取り除いた後に、クラッド材を重ね合わせ、接合が行われる。金属表面は大気に触れると酸化しやすく、また酸素および/または水分が吸着する。さらに、重ね合わせは大気中で行われるので、クラッド材を構成するそれぞれの板の隙間に酸素および/または水分が残存する。これらの事情から、金属表面から酸化物を完全に除去した状態で接合することは難しい。図4は、厚みが約500μmのクラッド材の断面の顕微鏡写真であり、図5は、図4に示すクラッド材に所定のエッチングを施した後の顕微鏡写真である。このように、クラッド界面の酸化物および/またはボイドの存在は、特定のエッチングを行うことにより確認することができる。確認方法は、後段で詳しく説明するが、酸化物は、エッチングによって溶解し、空孔となるため、空孔の発生状況から界面の酸化物の存在状況を把握することが可能となる。また、ボイドはボイド周辺の金属が選択的に溶解され、より鮮明に観察できる。前掲の図3に示す材料について所定のエッチングを施して断面観察を行ったところ、Cu層が露出した箇所では、多量の空孔が生じていた。クラッド界面に酸化物が存在せず、空孔の発生がない場合においても、曲げ加工時に剥離することがあることが分かった。これは、クラッド界面の酸化物が分解し、酸素がCu金属中に拡散消失する過程において、酸素の拡散消失が十分に行われなかった場合、クラッド界面近傍のCu層中に酸素濃度の高い部分が存在し、この部分が硬質化し応力が加わったときに割れ、剥離することによる。一方、拡散熱処理を施して酸化物を分解し、酸素を十分拡散させた場合でも、クラッド界面直近のCu側にボイドが発生し、接合強度が低下することがある。拡散熱処理の温度が高い場合には、Cu中へのNi拡散速度とNi中へのCu拡散速度との差異が大きくなり、このような現象が発生しやすくなる。このように、Cu側からNi側へのCu拡散量とNi側からCu側へのNi拡散量とが大きく異なると、界面からCu側に入ったところにボイドカーケンドールボイドが発生する。例えば、図8に示すように、950°Cで拡散熱処理を実施したクラッド材の断面にはボイドが発生することがある。そして、このようなボイドが発生した場合には、先述したとおり接合強度の低下および溶接不良を発生させる。拡散熱処理の条件は、カーケンドール効果によるボイドが多量に発生しない、温度時間に設定すべきである。本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、下記の1~5に示すクラッド材を要旨とする。1NiまたはNi合金からなる表層と、CuまたはCu合金からなる基層からなるクラッド材であって、クラッド材に90度繰り返し曲げ試験を10回施した後の断面観察で、クラッド界面の剥離が認められず、かつ破断に至るまでの繰り返し曲げ回数が17回以上であるクラッド材。2NiまたはNi合金からなる表層と、CuまたはCu合金からなる基層からなり、全体の厚さが0.2mmを超えるクラッド材であって、クラッド材に、クラッド材厚さの2倍の曲げRで90度曲げ試験を行った後の目視断面観察で、クラッド界面の剥離が認めらないことを特徴とするクラッド材。3NiまたはNi合金からなる表層と、CuまたはCu合金からなる基層からなるクラッド材であって、Ni-Cuの剥離強度が、4N/mm以上であるクラッド材。4前記クラッドをナイタール液でエッチングすることで接合界面に存在が確認できる空孔率が、20以下である上記1~3のいずれかのクラッド材。5前記表層の厚みの変動係数が、5以下である上記1~4のいずれかのクラッド材。6前記クラッド材の切断断面に、10μm以下の厚さのNi層が形成されている上記1~5のいずれかのクラッド材。7NiまたはNi合金からなる表層と、CuまたはCu合金からなる基層を重ね合わせた後、下記1式の関係を満足する条件で接合圧延を施し、その後、650°C以上975°C以下の温度で10分以上8時間以下保持し、界面に存在する酸化物を拡散消失させる熱処理を施し、その後、少なくとも1回の熱間加工を経て製造された、上記1~6のいずれかのクラッド材。T≧-10R3001ただし、Tは圧延温度°C、Rは圧下率である。8前記接合圧延を、下記2式の関係を満足する条件で行う上記7のクラッド材。T≧-17.8R10842ただし、Tは圧延温度°C、Rは圧下率である。本発明のクラッド材は、電解液に対する優れた耐食性および高い導電性を兼備し、抵抗溶接における優れた溶接性を有し、しかも曲げ加工時にクラッド界面で剥離が発生しない。1クラッド材本発明のクラッド材は、NiまたはNi合金からなる表層と、CuまたはCu合金からなる基層からなるものである。これは、表層には、抵抗溶接性および電解液に対する耐食性に優れるNiまたはNi合金を用い、基層には、電気抵抗が小さいCuまたはCu合金を用いることとしたものである。ここで、Ni合金としては、例えば、より高い耐食性を得るために、質量で3程度のCrを含有する合金、さらに高い耐食性を得るために、質量で66のNi、1のMn、1のFe、そして残部がCuおよび不純物からなるJISNW4400などを用いることができる。Cu合金としては、例えば、質量で10のNiを含む合金キュプロニッケル、Zrを0.1添加して高耐熱、高強度、高導電率を確保したCu-Zr合金、P、Cr、Ti、Fe等を添加した高強度、高導電率を確保した合金などを用いることができる。本発明のクラッド材は、90度繰り返し曲げ試験を10回施した後の断面観察で、クラッド界面の剥離が認められず、かつ破断に至るまでの繰り返し曲げ回数が17回以上であることを特徴とする。本発明材料の用途である二次電池のリード材は、約90度曲げられた状態で電池管の底部とスポット抵抗溶接により接合される。クラッド材界面が剥離した状態では、局部的に抵抗が大きくなり安定したスポット溶接が困難となる。このため90度曲げで界面剥離が生じないことが必須である。また、リード材に用いられるクラッド材は、大きな電流が流され、かつハイブリッド自動車用、電動工具用のような振動を受ける環境で使用されることがある。このような使用環境下では、曲げ加工後スポット溶接を施した部位、特に曲げ部位は、振動に起因する繰り返し応力を受ける。曲げて使用すること、また振動による繰り返し応力負荷を受けても、界面に剥離が生じる事が無いためには、曲げ試験後述の実施例記載方法を10回施しても剥離が生じないことが必要である。また、電動工具用途のように激しい振動で繰り返し応力を受ける環境で破断することがないためには、90度曲げ試験で破断に至るまでの繰り返し曲げ回数が17回以上であることが必要である。この試験方法は、厚さが0.2mm以下の箔製品の接合強度の評価に適している。クラッド材の厚さが0.2mmを超えると、リード材自体の剛性が大きくなり、振動による繰り返し応力負荷の影響を受けにくくなる。また、厚さが厚くなることによって曲げ試験を行った場合に接合界面に付与される応力が大きくなる。そのために、一回の90度曲げ試験で接合強度を評価できるようになる。この場合、一回の90度曲げ試験後に目視観察または更に、光学顕微鏡観察を行って評価することとする。このときの曲げRは、クラッド材厚さの2倍とする。さらに、90度曲げ試験後に曲げ戻しを行うと、接合界面に更に大きなせん断応力が付与できる。よって、曲げ戻し後においても剥離が観察されないクラッド材は、より高い接合強度を有しているといえる。Ni-Cuの剥離強度は、4N/mm以上であることが好ましい。Ni-Cuの剥離強度が4N/mm未満では、曲げ加工時,あるいはその前段階のスリット切断加工時において界面の剥離が生じてしまうという問題があるからである。剥離強度は、6N/mm以上とするのが好ましく、より好ましいのは、10N/mm以上である。なお、上記の剥離強度は、Cu/Ni層間に切り込みを入れ、各層の端部を把持し、それぞれ反対向きに引っ張って層間で剥離させた時の強度である。この試験T型剥離試験は、特に、厚さが1mmを超える比較的厚い製品の評価に向いている。厚さが1mm以下の薄物製品は、Cu/Ni層間に切り込みを入れられないため、その接合強度の評価は、上記の曲げ試験によって行うのがよい。本発明のクラッド材は、クラッドの接合界面に存在する空孔率が20以下であることが好ましい。このように、クラッド材の接合界面に存在する酸化物および/またはボイドは、所定のエッチング処理を施すと、空孔として観察される。この界面の空孔は、主にCu側に観察され、接合界面に存在していた酸化物がエッチングによって溶解または、ボイド周辺がエッチングされ空孔が観察されやすくなったものと推定される。よって、本発明においては、所定のエッチング処理を施した後に、接合界面を観察し、接合界面の基準長さに対する空孔が存在する距離の割合本件明細書では、これを空孔率と呼ぶ。を酸化物の形成状況を把握する指標とした。接合界面に存在する空孔距離は、具体的には、実施例に記載される方法に従って求めることができる。この空孔率が20を超える場合には、クラッド材の接合界面に存在する酸化物量および/またはボイドが多すぎるため、Ni-Cuの密着層の面積率が低下し、接合強度が低下する。また、接合界面に部分的に酸化物および/またはボイドが存在したクラッド材に圧延等の加工を施すと、金属同士が接合している界面に比べ、酸化物および/またはボイドが存在する界面では表層が伸長されて薄くなりやすくなる。従って、空孔率は、20以下とすることが好ましい。二次電池のリード材のような用途では、前述の約90度曲げ加工を受けることが多く、曲げ部に空孔があると界面剥離の起点になり得ることから、空孔率は、20以下とすることがより好ましい。より好ましい範囲は10以下で、更に好ましい範囲は2以下である。本発明のクラッド材は、表層の厚みの変動係数が5以下であることが好ましい。表層厚みの変動係数が5以下であるクラッド材は、電池缶を想定したNi板とのスポット抵抗溶接における溶接性が良好となるからである。表層厚みの変動係数は、4以下とすることがより好ましい。なお、表層の厚み変動係数は実施例に記載される方法に従って求めることができる。本発明のクラッド材は、通常条切りされて使用されるために、切断面はCuが露出している。角型電池の場合は、リード材は、電池内部で使用されるが、ラミネート型電池は、リード材自体を外部配線と接続する必要があるため、リード材の切断面がラミネートシール外部に露出し、大気水分、酸素、二酸化炭素による腐食を受ける。腐食がリード材のラミネートシールの内部に進行すると、液漏れなどを発生させることがある。よって、本発明のクラッド材の切断面にNi層を形成することが好ましい。これにより上記の腐食を防止できるからである。ただし、過剰なNi層を形成しても効果が飽和し、コストアップとなる。よって、本発明のクラッド材の切断面に形成するNi層の厚さは10μm以下とするのがよい。上記の効果は、厚さが0.1μm以上の場合に顕著となる。Ni層の形成方法は、特に制限されないが、電気めっき法、蒸着法等などを採用すればよい。特に、簡便で低コストである電気めっき法が好適である。2クラッド材の製造方法本発明のクラッド材は、例えば、表層と基層とを積層組み合せた後、界面を密接させるため接合圧延を施し、その後に、酸化物を拡散消失させる熱処理以下、拡散焼鈍という。を実施することによって得ることができる。前記加工を施さず、拡散焼鈍を行ったとしても、NiおよびCuが密接していない部分が存在する場合には、酸化物を十分に消失させることができないことがある。また、金属の拡散接合接合する材料が銅とニッケルの場合は、銅中にニッケル元素が拡散するとともに、ニッケル中に銅元素が拡散する。は金属同士が密接していない部分では生じない。このため、このような材料をその後に熱延すると、接合強度が不十分となり、剥離が発生する場合がある。酸化物を拡散消失させるために、あらかじめ界面が密接した状態にする必要がある。このため、接合圧延は、下記1式を満足する範囲の圧延温度T°Cおよび圧下率Rで行うのがよい。なお、圧延温度とは、圧延される時の温度であり、通常は加熱温度と同等である。T≧-10R3001圧延温度Tが、-10R300を下回ると、拡散焼鈍を行っても接合強度が不十分となり、その後の熱間圧延または冷間圧延で剥離が生じやすくなる。また、クラッド材は、熱間圧延後、冷間圧延および焼鈍を繰り返して、目的とする厚さに調整される。このとき、焼鈍は、コストおよび生産性の観点から連続焼鈍を行う場合が多く、短時間の熱処理となる。よって、このような連続焼鈍では、拡散接合の効果が得られにくく、熱間圧延板での接合強度が製品での接合強度に近い値となる。このために、より高い密着強度が必要な用途のクラッド材の場合、接合圧延は、下記2式を満足する範囲の圧延温度T°Cおよび圧下率Rで行うのがよい。T≧-17.8R10842拡散焼鈍は、酸化物が拡散消失する条件であれば良い。特に、650°C以上975°C以下の温度域で、10分以上8時間以下保持するのが好ましい。このような条件で行う拡散焼鈍は、金属の相互拡散を行うだけでなく、金属接合を強固にする作用もある。これは、酸化物が拡散消失した部分から金属の相互拡散が生じ、金属接合が強固になるからである。また、酸化物が分解して生成した酸素が、特定の部位クラッド界面近傍のCu層中に高濃度に集中しないように、前記のような条件で、十分な拡散消失処理を行うことが必要である。特に、接合部が750°C以上850°C以下の温度域で、1時間以上4時間以下に保持される条件で焼鈍するのが好ましい。焼鈍温度が高くなると、Cu中へのNi拡散速度とNi中へのCu拡散速度との間に大きな差異が生じて、カーケンドール効果により界面にボイドが発生する。このボイドは、仮に同じ温度であっても長時間保持された場合により顕著になる。ボイドが発生した場合は、その後の熱間加工によっても未圧着のボイドが残存し、接合強度が低下する場合がある。したがって前述の熱処理条件範囲で、カーケンドール効果によるボイド発生を抑制することが重要となる。拡散焼鈍後には、熱間圧延を実施することが好ましい。この熱間圧延により、板厚を容易に薄くできると同時に、更に強固な金属接合が金属界面全面にほぼ得られるようになる。このようにして、一旦、強固な金属接合界面を生成させた後には、冷間圧延および焼鈍を最低1回行い、所定の厚みを得るのがよい。冷間圧延が困難な場合は温間圧延および/または熱間圧延を実施しても良い。熱間圧延を行う場合の加熱は拡散焼鈍を兼ねて行うことが好ましい。また、加熱温度および時間は、前述のカーケンドール効果によるボイドが発生しにくいように、拡散焼鈍の条件を勘案しながら設定する必要がある。一方、あまりに低い温度で圧延を行うと、NiとCuの変形抵抗差が大きくなり、表層厚さの均一性が損なわれる恐れがある。よって、熱間圧延は、650~900°Cの加熱温度範囲で実施することが好ましい。熱間圧延温度の好ましい下限は800°Cであり、好ましい上限は850°Cである。無酸素純CuC1020からなる板120mm×100mm×20mmおよび純NiJISNW2201からなる板120mm×100mm×12mmを準備し、それぞれの接合面をステンレスワイヤーで研磨し、脱脂処理を行った後、純Ni板、純Cu板および純Ni板の順で120mm×100mmの面を重ね合わせて積層し、被接合部が水平方向にずれることが無いようにクランプで固定した状態で、電子ビーム溶接によって接合して、積層圧延母材を作製した。このようにして得た積層圧延母材に、表1に示す各種加工および処理を実施し、供試材を得た。得られた供試材について、下記の試験を行い、各種性能を評価した。その結果を表2に示す。なお、拡散焼鈍は熱間圧延の加熱を兼ねて行った。<繰り返し曲げ試験>伸銅品に関して規定されている、JISH0500繰り返し曲げ試験に準拠して行った。具体的には、被試験材100μm×3mm幅×70mm長さをR=2.5d被試験材直径の円弧を持つ一対のつかみに固定し、他端をたわまないように引っ張りながら引張力は150g、図6に示すように、円弧に沿って90度ずつ順逆方向に交互に繰り返し曲げを行う繰り返し曲げ試験を行った。試験は、まず、90度曲げ戻しを1回とカウントし、10回行った。試験後の被試験材を金属組織観察用の樹脂に埋め込み、研磨を行ってクラッド界面の剥離有無を観察した。また、上記の試験に加え、破断に至るまでの繰り返し曲げ回数も調査した。5つの被試験材についての平均値を破断に至るまでの繰り返し曲げ回数とした。<接合界面に存在する空孔率>クラッド材を適当な長さに切断し、接合界面の断面観察が可能な方向で埋め込み樹脂で固め、研磨した後、ナイタル塩酸:エタノール=4:1を用いて、表層および基層のミクロ組織が観察できるようになるまでエッチングし、光学顕微鏡により、接合界面の長さ100mm相当を倍率100倍で全視野観察し、基準長さL100mmに対する空孔が存在している長さL1の百分率L1/L×100を空孔率とする。<表層の厚み変動係数>クラッド材の断面について、接合界面100mm内を15視野観察し、その厚さの平均値および標準偏差を計算し、厚み変動係数=標準偏差/平均×100を算出した。表層の厚み変動係数は5以下である場合を良好とする。<導電率>JISC2525:1999金属抵抗材料の導体抵抗及び体積抵抗率試験方法に準拠し、電池リード材と同様のリード形状厚100μm×幅10mm×長さ500mmに加工して、5点の断面積を測定し、平均断面積から室温23°Cにおける体積抵抗率を測定した。また体積抵抗率から導電率=1/体積抵抗率ρを求めた。測定は、アドバンテスト製直流電流電源TR6143およびアジレントテクノロジー製デジタルマルチメータHP3457を用いて行った。具体的には、JISC2525の参考図1.1に示された接続に従い、一定の電流I=1.0Aを流した際の電圧降下量ΔVを電流端子間内に接続した電圧計にて計測四端子法した。その結果をもとに下式で体積抵抗率ρを算出した。ρ=ΔV/I/L×SΩm但し、上記式中の各記号の意味は下記の通りである。I;電流AS;断面積m2L;電圧測定端子間距離mなお、理科年表によれば、20°Cにおける、純ニッケルの体積抵抗率は7.12×10-8Ωmであり、純銅の体積抵抗率は1.69×10-8Ωmである。よって、例えば、厚さがNi:Cu:Ni=12:20:12という比率の純ニッケル-純銅-純ニッケルのクラッド板の場合、理論的には、20°Cにおける体積抵抗率は2.89×10-8Ωmとなる。体積抵抗率の逆数である導電率の理論値は、34.5×106m-1Ω-1であるが、理論値に対する減衰が10以内の場合即ち、31.1×106m-1Ω-1以上の場合を良好であるものとする。<スポット溶接試験>図1に示す実験装置を用い、短冊状試験片0.1mm×4mm×70mmを2枚バックバー側はNi重ね合わせて、その先端部分をシリーズ溶接法UpslopeTime=0.5msecWeldTime=4msecにより溶接して、溶接試験片をそれぞれ5個用意した。得られた溶接試験片の溶接スポット部について、T字型剥離試験によって溶接性を調査した。剥離試験により得られた剥離強度のうち最大値=最大剥離強度を評価した。さらに、剥離後の試験片を観察することにより剥離モードを判定した。また、上記5個の溶接試験片の接合強度のバラツキから溶接安定性を評価した。5個いずれもが平均接合強度の±30以内にあった場合は、良好と判断し、表2に○と表記した。5個のうちの一つでも平均接合強度の±30を超えるものがあった場合は、不良と判断し、表2に×と表記した。表2および図7に示すように、接合性について、本発明例では、いずれも空孔率が20以下であるため、10回の繰り返し曲げ試験を実施した場合のクラッド界面剥離は認められず、破断に至るまでの繰り返し曲げ回数は18回以上であった。特に空孔率が1以下の本発明例1~3、6および11では、破断に至るまでの繰り返し曲げ回数が20回以上であって特に接合性に優れていた。一方、比較例1および2は、空孔率が低いが、溶接安定性が劣っていた。これは、比較例1が接合圧延を常温で行ったこと、また比較例2は接合焼鈍を実施しなかったために、接合が不完全な部分が存在したためである。比較例3および4は、空孔率が20を超えており、カーケンドールボイドが発生しおり、破断に至る曲げ回数が16回未満と低くなっていた。表面層厚の変動係数について、本発明例では、いずれも表面層厚の変動係数が5以下であり、スポット溶接の安定性にすぐれ、平均接合強度>10Nの高い強度が得られる。一方、比較例では、変動係数が5を超え、接合強度が10N未満と低かった。実施例1と同様の方法で得た積層圧延母材に、表3に示す各種加工および拡散熱処理を実施し、供試材を得た。なお、いずれの例でも、熱間圧延は拡散焼鈍直後に連続して行った。得られた供試材について、実施例1と同じ方法により、繰り返し曲げ試験、接合界面に存在する空孔率、表層の厚み変動係数、導電率およびスポット溶接試験を実施するとともに、下記に示す方法により、拡散熱処理後の接合強度を調査した。その結果を表4に示す。<接合強度試験>接合強度試験は、JISK6849接着剤の引張接着強さ試験方法に準拠し、SHIMADZU製AUTOGRAPHAG-20kNGを用いて行った。具体的には、拡散熱処理が完了した素材から、厚20mm×幅10mm×長さ3mmの引張試験片を採取し、荷重方向が接合界面に垂直になるように冶具で固定した。その後、クロスヘッドスピード2.7mmminで引張試験を実施し、破断までの最大強度を測定した。その結果をもとに下式で接合強度Sを算出し、整数位に丸めた。S=P/AN/mm2但し、上記式中の各記号の意味は以下の通りである。P;最大荷重NA;試験片の断面積mm2図9および図10には、接合強度と、拡散焼鈍の温度および時間との関係を示す。表4および図9に示すように、接合強度は、拡散処理温度が高くなるほど上昇するが、800°Cを超えると逆に低下する。一方、表4および図10に示すように、熱処理時間は2時間をピークとして、接合強度が低下することがわかる。これらの図から、拡散熱処理は、650°C以上975°Cの温度以下で10分以上8時間以下保持する条件とすることにより、拡散熱処理直後の段階で高い接合強度が実現出来ていることがわかる。また、冷間圧延-焼鈍後の試験片における曲げ試験結果、空孔率、表層厚み変動係数およびスポット溶接性は、本発明の製造方法で規定される条件を満たせば、良好であることが分かる。接合圧延時の熱間圧延温度および圧下率の密着性に及ぼす影響を調査するため、無酸素純CuC1020からなる板100mm×80mm×2mmおよび純NiJISNW2201からなる板100mm×80mm×1mmを準備し、それぞれの接合面を研磨し、脱脂処理を行った後、純Ni板、純Cu板および純Ni板の順で100mm×80mmの面を重ね合わせて積層し、被接合部が水平方向にずれることがないようにクランプで固定させた状態で、電子ビーム溶接によって接合して、積層圧延母材を作製した。積層圧延母材に、表5に示す、各種の熱間圧延温度加熱時間は一律30分。および圧下率で接合圧延を実施した後、950°C、30分の拡散焼鈍を実施し、供試材を得た。<密着性の評価>T型剥離試験で評価を行った。具体的には、試験片のNi層およびCu層の界面に楔を打ち込んで強制的に剥離させ、各層の端部を把持し、それぞれ反対向きに引っ張って層間で剥離させた時の強度剥離強度を求めた。結果を表5および図11に示す。表中、判定の×は、剥離強度が4N/mmを下回り、その後の熱間圧延で剥離が生じたことを意味する。○および◎は、熱間圧延において剥離などの問題はなかったことを意味する。特に、◎は、試験中、Ni板が破断し、剥離させたNi層の表面にはCuが付着していた、すなわち、接合強度がCuの材料強度を上回っていた試料であり、特に接合強度が高いことを意味する。表5および図11に示すように、圧延温度および圧下率が1式の関係を満たさない比較例7~10では、剥離強度が低い値に留まった。一方、圧延温度および圧下率が1式の関係を満たす本発明例29~64では、十分な剥離強度を有していた。特に、圧延温度および圧下率が2式の関係をも満たす本発明例57および60~64では、接合強度がCuの材料強度を上回るほど高かった。無酸素純CuC1020からなる板120mm×100mm×24mmおよび純NiJISNW2201からなる板120mm×100mm×9mmを準備し、それぞれの接合面を研磨し、脱脂処理を行った後、純Ni板、純Cu板および純Ni板の順で120mm×100mmの面を重ね合わせて積層し、被接合部が水平方向にずれることがないようにクランプで固定させた状態で、電子ビーム溶接によって接合して、積層圧延母材を作製した。得られた積層圧延母材に、850°Cで30分加熱した後、圧下率40で接合圧延を行い、800°C、2時間の拡散焼鈍後、4mmまで熱間圧延を行った。脱スケール後、約0.1mmまで冷間圧延を行い、800°Cで光輝焼鈍を行った。得られた焼鈍材を、幅4mmのスリットに切断し供試材とした。これらの供試材の側面にNi被覆した。Ni被覆は、フープめっき装置薬液:硫酸ニッケル250g/l塩酸100ml/l、電流密度:2A/m2、電解時間:0.5-15秒を用いて行った。引き続き、湿度80、温度50°Cの恒温恒湿槽に48時間保管し、その後Cuが露出していた側端面を光学顕微鏡で観察した。また、Niめっきを施した材料のNiめっき厚は、材料をめっき面と直交する断面のSEM-EDX観察により特定した。その結果を表6に示す。表6に示すように、前述の恒温恒湿の環境下では、Niめっきを施さなかった材料の端面には、腐食が発生した。腐食が進んだ部分は、緑青あるいは黒色であった。一般的に銅は、大気中において下記の反応をし、この反応によって、緑青が発生すると言われており、本実施例の場合もこの反応が生じたものと考えられる。2CuO2CO2H2O→CuCO3CuOH2一方、Niめっき処理を施した、本発明例65~68の材料については、材料端面に腐食が認められなかった。これは、Cu表面を被覆したNiによって上式の反応を抑制することができたためと考えられる。なお、比較例12は、Niめっき厚が12μmであるために腐食は生じていないが、電解処理に15秒を要しており、生産性が低く、コスト上昇を招く。よって、本発明のクラッドリード材をラミネート型の電池に用いる際には、液漏れ等の発生を無くすために、クラッド材の切断面のCuにNiめっきを施すことが有用であることが分かった.実施例3で得られた熱延板の一部を、冷間圧延-焼鈍を実施後、曲げ試験を行い、接合強度を調査した。用いた試験材は、表5に記載の比較例9接合圧延温度:常温、本発明例45接合圧延温度:550°Cおよび55接合圧延温度:750°Cであり、それぞれ、比較例13、本発明例69および本発明例70とした。前記試験材を脱スケール後、1mm厚まで冷間圧延を行なった。この時、比較例13は接合強度が低く、冷間圧延中にNiとCu層間で剥離が生じ、曲げ試験を実施できなかった。本発明例69および70の試験片に対して、800°C120sの光輝焼鈍を行い、曲げR:2mmの90度曲げ試験および曲げ戻し試験を実施した。本発明例69および70ともに、曲げ試験後、目視および光顕倍率50倍のいずれにおいても剥離が観察されなかった。接合圧延を550°Cで行った本発明例69では、曲げ戻し試験後、目視では剥離が観察されなかったが、光顕では一部に剥離が観察された。ただし、光顕で観測された剥離は軽微であり、許容範囲であった。接合圧延を750°Cで行った本発明例70では、曲げ戻し試験後、目視、光顕ともに、剥離が観察されず、接合強度に優れていることが分かる。"