"1.0~4.0質量のNi、0.1~1.0質量のSiを含有し、残部が銅及び不可避不純物から成り、双晶境界頻度が40~70である電池接続タブ用銅合金条。更にCo、Cr、Sn、Zn、Mg及びMnの群から選ばれる一種以上を合計で0.1~2.0質量含有する請求項1に記載の電池接続タブ用銅合金条。圧延平行方向及び圧延直角方向の結晶粒径のアスペクト比が0.45~0.88である請求項1又は2に記載の電池接続タブ用銅合金条。表面に0.3~2.0μmのSn層が設けられている請求項1~3のいずれかに記載の電池接続タブ用銅合金条。しかしながら、近年のニッケル価格の高騰を受け、コストダウンのためにニッケルから銅合金にタブ材料を変更する動きが出ている。タブ材料として適した銅合金としては、Cu-Ni-Sn系合金が挙げられるが、Cu-Ni-Sn系合金は溶接性及び繰返し曲げ性が十分でなく、これら特性の改善が望まれていた。従って、本発明は、良好な繰返し曲げ性と溶接性を有する電池接続タブ用銅合金条の提供を目的とする。本発明者は、製造工程を調整し、結晶粒径のアスペクト比と双晶境界頻度を調整することで、電池接続タブ材料用銅合金の繰返し曲げ性と溶接性を向上させることができることを見出した。すなわち、本発明の電池接続タブ用銅合金条は、1.0~4.0質量のNi、0.1~1.0質量のSiを含有し、残部が銅及び不可避不純物から成り、双晶境界頻度が40~70である。請求項1に記載本発明の電池接続タブ用銅合金条において、更にCo、Cr、Sn、Zn、Mg及びMnの群から選ばれる一種以上を合計で0.1~2.0質量含有すると好ましい。本発明の電池接続タブ用銅合金条において、圧延平行方向及び圧延直角方向の結晶粒径のアスペクト比が0.45~0.88であると好ましく、表面に0.3~2.0μmのSn層が設けられていると好ましい。本発明によれば、良好な繰返し曲げ性と溶接性を有する電池接続タブ材料用銅合金が得られる。以下の説明では、特に説明しない限り、は質量を表す。図1に示すように、本発明の電池接続タブ用銅合金条は、例えば短冊状のタブ片10に切断され、単体電池20の電極20aと抵抗溶接により接続溶着される。図1では、各単体電池20の極性の異なる電極同士がタブ片10で電気的に接続され、直列に接続されている。組成本発明の第1の態様は、1.0~4.0質量のNi、0.1~1.0質量のSiを含有し、残部が銅及び不可避不純物から成り、双晶境界頻度が40~70である電池接続タブ用Cu-Ni-Si系合金条である。A1Ni濃度Ni含有量を1.0~4.0質量とし、好ましくは1.4~3.0質量とする。Niが1.0未満であると、タブとして必要な強度が不充分になると共に、導電率が高くなりすぎて溶接時にタブが溶損したり、電極側のステンレス板や軟鋼板に電流が流れにくくなるため溶接性が劣化する。Niが4.0を超えると、熱間圧延にて割れが発生する。B1Si濃度Si含有量を0.1~1.0質量とし、好ましくは0.3~0.7質量とする。Siが0.1未満であると、十分な強度が得られない。Siが1.0を超えると、溶接中のSiの酸化が激しくなり、溶接性が著しく劣化する。C1上記以外の添加元素上記Cu-Ni-Si系合金条には、合金の強度、耐熱性、耐応力緩和性等を改善する目的で、更にCo、Cr、Sn、Zn、Mg及びMnの群から選ばれる一種以上を合計で0.1~2.0質量含有することができる。これら元素の総量が0.1未満では所望の特性が得られず、総量が2.0を超えると所望の特性は得られるものの、導電性や曲げ加工性が低下する。D双晶境界頻度本発明の合金条は、双晶境界頻度が40~70である。双晶境界頻度が40未満の場合、繰返し曲げ性が劣化する。本発明の合金条の成分系で双晶境界頻度が70を超えるものは工業的に製造困難なため、上限は70とする。ここで、双晶境界とは、双晶関係にある2つの結晶の境界を指し、この境界を境に2つの結晶は鏡面対称の関係にある。対応粒界理論によれば双晶境界はΣ3の結晶粒界に相当する。双晶境界は境界間の原子の整合性が良い為、境界近傍において不均一変形が起こりにくく、曲げ変形時、境界近傍を基点とする割れやしわが発生しにくい。双晶境界頻度とは、結晶粒界と双晶境界を合わせた全境界中の双晶境界の割合を言う。双晶の発生頻度は積層欠陥エネルギーと関係があり、積層欠陥エネルギーが低いほど、双晶境界頻度は高くなる。本発明の合金条の組成は、黄銅Cu65、Zn35に比べると溶接性及び導電性を満たすためのZnを含まないか、Zn量が少ない。積層欠陥エネルギーはZn量の減少に伴い高くなるため、双晶境界頻度は黄銅に比べて低くなり、通常の工程では40以上の高い双晶境界頻度を得る事は難しかった。そこで、本発明者は、本発明の合金条の双晶境界頻度を上昇させるため、製造工程と双晶境界頻度の関係について鋭意調査を行なった結果、溶体化処理の前に実施される冷間圧延の条件が重要であることを見出した。圧延では一対のロール間に材料を繰返し通過パスさせ、目標の板厚に仕上げてゆく。この一連のパスにおいて、溶体化処理前の冷間圧延の最終パス及び最終パスより1つ前のパスで、1パス当たりの加工度を上昇させ、圧延速度を高速化した仕上圧延を行なう。その後、金属組織が完全再結晶し、かつ著しい粗大化が起こらない所定の条件で溶体化処理を行なうと、40以上の高い双晶境界頻度が得られる。ここで、双晶境界頻度を求める方法としては、例えば、FESEMFieldEmissionScanningElectronMicroscopeによるEBSPElectronBackscatteringPattern法がある。この方法は、試料表面に斜めに電子線を当てたときに生じる後方散乱電子回折パターン菊地パターンに基づき、結晶方位を解析する方法である。この方法で結晶方位を解析した後、隣接結晶方位間の方位差を求め、ランダム粒界及び各対応粒界の割合粒界性格分布を決定することが出来る。双晶境界はΣ3対応粒界に相当するため、双晶境界頻度は、対応粒界Σ3の長さの総和/結晶粒界の長さの総和×100で計算される。なお、結晶粒界とは隣接結晶粒間の方位差が15°以上となる境界を指し、小角粒界や亜粒界を含まない。E結晶粒径のアスペクト比溶体化処理後の金属組織を均一な等軸粒に制御することで、繰返し曲げ性がさらに改善される。つまり、本発明の合金条の組成は黄銅に比べ、Znを含まないか、Zn量が少ないため、再結晶後の組織は混粒になりやすい。また、熱間圧延時の途中パスにて再結晶が終了すると、圧延方向に伸長した粗大結晶粒が残留し、金属組織の等軸化を阻害する。従って、熱間圧延の終了温度と加工度を制御することで、結晶粒が均一となるのを阻害する粗大結晶粒を低減することができ、動的再結晶により金属組織が等軸化する。なお、再結晶は熱間圧延中に生じ、熱間圧延の最終パス中に再結晶が起きれば金属組織は等軸粒となる。又、溶体化処理時も再結晶は起こるが、熱間圧延の条件が不良なために残留した粗大組織は、溶体化時の再結晶でも等軸化されず残留することがある。但し、溶体化処理後に金属組織を均一な等軸粒にしても、その後の最終圧延により結晶粒の状態が変化する。そこで、最終製品の結晶粒径のアスペクト比と、溶体化処理後の結晶粒の均一さに相関関係があることに着目し、最終製品の結晶粒径のアスペクト比を規定することとする。具体的には、溶体化処理後に金属組織を均一な等軸粒とした場合、最終冷間圧延の加工度が30~60であることから、最終製品における圧延平行方向及び直角方向の結晶粒径のアスペクト比b/a及びd/cがいずれも0.45~0.88になる。より好ましくは、b/aが045~08であり、d/cが065~088である。ここで、図2に示すように、圧延平行方向RDに平行な断面から見て、結晶粒径のアスペクト比はb/aa:RD方向の結晶粒径の長さ、b:圧延方向厚み方向の結晶粒径の長さで表される。又、圧延直角方向TDに平行な断面から見て、結晶粒径のアスペクト比はd/cz:TD方向の結晶粒径の長さ、d:圧延方向厚み方向の結晶粒径の長さで表される。アスペクト比b/a及び/又はd/cが0.45未満であるか0.88を超えると、繰返し曲げ時にひずみが局部的に集中し、せん断帯が形成され、繰返し曲げ性が劣化する場合がある。特性合金条の引張強さJIS-Z2241が通常420MPa以上、好ましくは450MPa以上、更に好ましくは500MPa以上であると、電池接続タブ材料として好適に使用できる。合金条の導電率JIS-H0505が70IACS以下、更に好ましくは60IACS以下であると、電池接続タブ材料として好適に使用できる。導電率が70IACSを超えると、抵抗溶接時に溶損が起こったり、電極側の金属板に充分な電流が流れず、溶接性が低下する場合がある。合金条の繰り返し曲げ性は、好ましくは2回を超え、より好ましくは3.0回以上、更に好ましくは3.2回以上であるとタブ材料として好ましい。本発明の合金条の厚みは特に限定はされないが、好ましくは0.03~1.00mm、より好ましくは0.12~0.6mmであり、例えば0.15mmである。合金条の厚さが上記範囲内であると、電池接続用タブ材料としての強度、溶接性を満たすことができる。本発明の合金条の表面に、例えばSnめっきを施し、0.3~2.0μmのSn層を設けると、溶接性がより良好となるので好ましい。Snめっき方法は公知の湿式めっき等で行うことができる。本発明の合金条の平均結晶粒径は、好ましくは12μm以下、更に好ましくは7μm以下である。製造方法本発明の銅合金条は、溶解鋳造、均質化焼鈍、熱間圧延、面削の後、複数回の冷間圧延、焼鈍を繰返し、さらに溶体化処理、時効処理、及び最終冷間圧延を行って製造することができる。但し、双晶境界頻度を上記範囲に制御するため、溶体化処理前の冷間圧延の最終パス、及び最終パスより1つ前のパスの平均加工度を32~40、圧延速度を220~320mpmとすることが好ましい。上記範囲より加工度が低い、又は圧延速度が遅い場合、双晶境界頻度が低くなり繰返し曲げ性が劣化することがある。上記範囲より加工度が高い、又は圧延速度が速い場合、材料縁端部に耳割れエッジクラックが発生し、圧延時に材料が破断する等、著しく製造性が低下することがある。又、溶体化処理の条件としては、溶体化処理温度720~920°C、溶体化処理時間5~20秒とするのがよい。上記範囲より溶体化処理温度が低い、又は溶体化処理時間が短い場合、組織に未再結晶部が残存し、双晶境界頻度が低下するため、繰返し曲げ性が劣化することがある。上記範囲より溶体化処理温度が高い、又は溶体化処理時間が長い場合、結晶粒の著しい粗大化が起こり、双晶境界頻度が低下し、繰返し曲げ性が劣化することがある。又、結晶粒径のアスペクト比を上記範囲に制御する再結晶時の金属組織を均一な等軸粒に制御するため、熱間圧延の終了温度を600~750°C、熱間圧延の最終加工度を30~55とすることが好ましい。熱間圧延の条件が上記範囲であれば、再結晶時溶体化処理より前に、組織の均一化を阻害する粗大結晶粒を無くすことができ、均一な再結晶組織を得る事が出来る。なお、熱間圧延時の加熱温度を900°C以上とするとよい。以下の実施例で行った測定の条件は下記の通りである。[双晶境界頻度]各銅合金板について、FESEMFieldEmissionScanningElectronMicroscopeによるEBSPElectronBackscatteringPattern法で測定した。[アスペクト比]各銅合金板について、図2に示すように、圧延平行方向RDの沿う断面及び圧延直下方向TDに沿う断面の結晶粒径をJISH0501の切断法に準じ測定し、以下のようにRD及びTD方向の結晶粒径のアスペクト比をそれぞれ求めた。図2に示すように、圧延平行方向RDに平行な断面から見て、結晶粒径のアスペクト比はb/aa:RD方向の結晶粒径の長さ、b:圧延方向厚み方向の結晶粒径の長さで表される。又、圧延直角方向TDに平行な断面から見て、結晶粒径のアスペクト比はd/cz:TD方向の結晶粒径の長さ、d:圧延方向厚み方向の結晶粒径の長さで表される。[繰返し曲げ性]長手方向が圧延方向に平行となるように、厚さ0.15mm、幅10mm、長さ40mmの試験片を4個作製し、試験片の長手方向に直角な方向を曲げ軸として、180°曲げを行なった後、曲げ戻した。これを1回として、試料が破断するまで繰返し曲げを行い、試料4個の平均破断繰返し曲げ回数を求めた。繰返し曲げ回数が2回を超えると良好である。[溶接性]シリーズ型の抵抗溶接機ミヤチテクノス社製トランジスタ式抵抗溶接電源MDB4000B及びエア駆動式ヘッドZH32を用い、加圧力35N、溶接電流2kA、溶接時間9msecにて、0.3mmのニッケルめっき鋼板と各試料とを2点でスポット溶接した。次に、この溶接板につき、精密荷重測定機アイコーエンジニアリング社製にて引張試験を行ない、溶接強度を測定した。溶接強度が80N以上なら溶接性が良好○と判断し、溶接強度が80N未満であれば不良×と評価した。[引張強さ]各銅合金板について、圧延方向に平行な方向に引張試験を行ない、JIS-Z2241に準拠して求めた。[導電率]各銅合金板について、JIS-H0505に準拠し、ダブルブリッジ装置を用いた四端子法により求めた体積抵抗率からIACSを算出した。実施例1高周波誘導炉で電気銅を溶解し、溶湯表面を木炭被覆した後、表1に示す合金元素を添加し所望の組成に溶湯を調整した。鋳込温度1200°Cで鋳造を行い、得られたインゴットを900°Cで3時間加熱後、熱間圧延の最終パスの加工度が35になる様に、板厚11mmまで圧延し、熱間圧延終了温度を650°C以上に調整した。熱間圧延板の表層に生じた酸化スケールを面削にて除去後、冷間圧延で板厚0.18mmまで加工した。この冷間圧延では最終パスおよび最終パスより1つ前のパスの平均加工度が35、圧延速度が250mpmとなる様に圧延条件を調整した。得られた圧延板試料につき、表1に示す溶体化温度で15秒間の溶体化処理を施した後、480°Cで10時間の時効処理を施し、最終冷間圧延0.15mmの板材に仕上げた。実施例1についての結果を表1に示す。表1中、Niが1.0~4.0質量、Siが0.1~1.0質量である発明例1~20-2の場合、強度と溶接性に優れ、繰返し曲げ回数も2回を超えて優れていた。一方、Niが0.7質量未満である比較例1の場合、発明例に比べて強度引張強さが低下した。Siが1.0質量を超えた比較例2の場合、溶接性が劣化した。Niが4.0質量を超えた比較例3,4の場合、熱延割れが発生し、試料を作製できなかった。実施例2高周波誘導炉で電気銅を溶解し、溶湯表面を木炭被覆した後、合金元素を添加しCu1.6Ni0.36Si0.5Sn0.4Znの組成に溶湯を調整した。鋳込温度1200°Cで鋳造を行い、得られたインゴットを900°Cで3時間加熱後、熱間圧延の終了温度および熱間圧延の最終パスの加工度を表2のように調整し、板厚11mmに仕上げた。その後、表面の酸化スケールを面削にて除去後、表2に示す条件で冷間圧延を行ない、板厚を0.18mmに仕上げた。この銅合金板を表2に示す条件で溶体化処理後、480°C×10hの時効処理を行ない、最終冷間圧延で板厚0.15mmの試料に仕上げた。なお、表中の冷間圧延の平均加工度及び圧延速度は、溶体化処理前の冷間圧延の最終パス及び最終パスより1つ前のパスの値である。実施例2についての結果を表2に示す。表2中、溶体化処理前の冷間圧延以下、単に冷間圧延というの最終パス、及び最終パスより1つ前のパスの平均加工度を32~40、圧延速度を220~320mpmとし、溶体化処理温度720~920°C、溶体化処理時間5~20秒とした発明例41~54の場合、強度と溶接性に優れ、繰返し曲げ回数も2回を超えて優れていた。一方、冷間圧延の平均加工度が32未満である比較例21の場合、及び圧延速度が220mpm未満である比較例23の場合、双晶境界頻度が40未満となり、繰返し曲げ回数も2回未満に劣化した。冷間圧延の平均加工度が40を超えた比較例22の場合、及び圧延速度が320mpmを超えた比較例24の場合、圧延時溶体化前の圧延時に耳割れが発生して破断し、試料を作製できなかった。溶体化処理温度が720°C未満である比較例25の場合、及び溶体化処理時間が5秒未満である比較例27の場合、組織に未再結晶部が残存し、双晶境界頻度が40未満となり、繰返し曲げ回数も2回未満に劣化した。溶体化処理温度が920°Cを超えた比較例26の場合、及び溶体化処理時間が20秒を超えた比較例28の場合、結晶粒の著しい粗大化が起こり、双晶境界頻度が40未満となり、繰返し曲げ回数も2回未満に劣化した。なお、熱間圧延の終了温度が600~750°Cの範囲内である発明例49の場合、双晶境界頻度が同程度であるが熱間圧延の終了温度が上記範囲を外れた発明例52に比べ、結晶粒径のアスペクト比d/cがより好ましい範囲065~088となり、繰返し曲げ性もより一層向上した。熱間圧延の最終加工度が30~55の範囲内である発明例43、47の場合、双晶境界頻度が同程度であるが熱間圧延の最終加工度が上記範囲を外れた発明例52に比べ、結晶粒径のアスペクト比d/cがより好ましい範囲065~088となり、繰返し曲げ性もより一層向上した。"