JP4621147B2 - 接触子及び前記接触子を用いた接続装置 - Google Patents

Description

本発明は、例えばＩＣ（集積回路）等が装着される接触子を有する接続装置（例えばＩＣソケットなど）に係わり、特に、前記接触子をアモルファス状態で形成してばね特性を向上させた接触子及び前記接触子を用いた接続装置に関する。

特許文献１に記載されている半導体検査装置は、半導体を外部の回路基板などに電気的に仮接続させるものである。半導体の背面側には格子状またはマトリックス状に配置された多数の球状接触子が設けられており、これに対向する絶縁基板上には多数の凹部が設けられ、この凹部内にスパイラル接触子が対向配置されている。

前記半導体の背面側を前記絶縁基板に向けて押圧すると、前記球状接触子の外表面に前記スパイラル接触子が螺旋状に巻き付くように接触するため、個々の球状接触子と個々のスパイラル接触子との間の電気的接続が確実に行われるようになっている。
特開２００２−１７５８５９号公報

例えば上記特許文献１では、前記スパイラル接触子を、銅箔と、ニッケルメッキとを有して形成している。特許文献１には特に記載されていないが、前記半導体の球状接触子と、前記スパイラル接触子との接触を確実なものにすべく、前記スパイラル接触子に対し熱処理を施しながら、前記スパイラル接触子を立体成形すること等が行なわれる。

しかしながら、前記立体成形の際の熱処理によって、前記スパイラル接触子が結晶化し、降伏応力が低下するなど、ばね特性が劣化するために、弾性接点として適切に機能しなくなるといった問題があった。

特許文献１では、ニッケルメッキを、スパイラル接触子の一部に設けている。銅箔だけでなくニッケルメッキを施してスパイラル接触子を形成することで、前記スパイラル接触子が適切に弾性変形しやすくなると期待されるが、前記ニッケルは、熱処理等の原因により結晶化が急激に促進することで脆い性質になるため、スパイラル接触子が折れる等の破損が多発しやすくなっていた。

スパイラル接触子に対し特に立体成形のための熱処理を施さない場合であっても、前記スパイラル接触子をバーンイン試験装置等に用いた場合には、必然的に前記スパイラル接触子が加熱下に置かれるため、加熱の環境下における、スパイラル接触子のばね特性の向上が必要であった。

そこで本発明は上記従来の課題を解決するためのものであり、特に、接触子をアモルファス状態で形成し、従来に比べてバネ特性の向上を可能とした接触子及び前記接触子を用いた接続装置を提供することを目的としている。

本発明は、弾性変形部を有する接触子において、前記弾性変形部は、アモルファスと、前記アモルファス中に散在する結晶とを有するアモルファス状態のＮｉ−Ｘ（ただしＸは、Ｐ、Ｗ、Ｂのうちいずれか１種以上）で形成されていることを特徴とするものである。

前記弾性変形部の少なくとも一部をアモルファス状態で形成することで、降伏応力等のばね特性を従来よりも向上させることができる。

本発明では、前記結晶は、Ｎｉ−Ｘで形成された金属間化合物結晶であることが好ましい。また、前記Ｎｉ−Ｘ中、アモルファスが６０体積％以上占めていることが好ましい。また、前記結晶の粒径は、３ｎｍ〜１５ｎｍの範囲内であることが好ましい。
また本発明では、前記弾性変形部は、Ｎｉ−Ｘのみで形成されている形態であってもよいし、前記弾性変形部には、膜厚方向から切断した断面の一部に、前記Ｎｉ−Ｘからなる弾性領域が形成されている形態であってもよい。

本発明では、前記弾性変形部は、導電性部材と、補助弾性部材とを有し、前記導電性部材は前記補助弾性部材よりも比抵抗が低く、前記補助弾性部材は前記導電性部材よりも降伏点及び弾性係数が高く、前記補助弾性部材が、前記Ｎｉ−Ｘで形成されることが好ましい。このような構成とすることで、後述の実験結果にも示すようにへたり率を適切に低減できる等、ばね特性を向上させることができ、良好な導電性も確保することが出来る。
また本発明では、前記弾性変形部は全体がアモルファス状態で形成されている形態であってもよい。

前記元素ＸはＰであることが好ましく、Ｐの組成比は、１５原子％以上で３０原子％以下であることが好ましい。これにより、Ｎｉ−Ｘを適切にアモルファス状態にでき、弾性変形部のばね特性を効果的に向上させることが出来る。

あるいは前記元素Ｘはｗであることが好ましく、Ｗの組成比は、１４．５原子％以上で３６原子％以下であることが好ましく、より好ましくは２０原子％以上である。これにより、Ｎｉ−Ｘを適切にアモルファス状態にでき、弾性変形部のばね特性を効果的に向上させることが出来る。
また、前記Ｎｉ−Ｘ層はメッキ形成されたものであることが好ましい。

また本発明では、前記アモルファス及び前記結晶以外に、１ｎｍ以下の超微細析出物が混在していてもよい。前記超微細析出物の析出は特にばね特性に悪影響を与えないため、前記超微細析出物の析出があってもかまわない。

本発明では、前記弾性変形部は、荷重が１９．６ｍＮ以上、変位が０．１ｍｍ以上の降伏点を有することが好ましい。後述する実験では、前記数値の降伏点を有する弾性変形部の形成が可能であることがわかった。

また本発明では、前記弾性変形部は螺旋状に形成されていることが好ましい。電子部品の外部接続部等との接触を確実なものに出来る。

また本発明では、前記弾性変形部は、立体成形された状態で加熱されていることが好ましい。加熱することで前記弾性変形部は、所定の立体形状を適切に保つ。特に本発明では、前記弾性変形部を変形加工の際、加熱しても前記弾性変形部はアモルファス状態を適切に保っている。このため前記弾性変形部のばね特性は従来よりも適切に高く維持されている。

また本発明は、基台と、前記基台に設けられた接触子とを有し、電子部品の外部接続部が、前記接触子の弾性変形部に接触する接続装置において、
前記接触子の前記弾性変形部が上記のいずれかに記載された構成にて形成されていることを特徴とするものである。本発明では、前記接触子の弾性変形部の少なくとも一部がアモルファス状態で形成されており、従来に比べてばね特性を向上させることが出来る。

本発明は、弾性変形部を有する接触子において、前記弾性変形部の少なくとも一部が、アモルファス状態で形成されていることを特徴とするものである。前記弾性変形部の少なくとも一部をアモルファス状態で形成することで、降伏応力等のばね特性を従来よりも向上させることができる。

図１は電子部品の動作を確認するための試験に用いられる検査装置を示す斜視図、図２は図１の２−２線における断面図を示し、電子部品が装着された状態の断面図である。

図１に示すように、検査装置１０は基台１１と、この基台１１の一方の縁部に設けられたひんじ部１３を介して回動自在に支持された蓋体１２とで構成されている。前記基台１１および蓋体１２は絶縁性の樹脂材料などで形成されており、前記基台１１の中心部には図示Ｚ２方向に凹となる装填領域１１Ａが形成されている。そして、前記装填領域１１Ａ内に半導体などの電子部品１が装着できるようになっている。また基台１１の他方の縁部には、被ロック部１４が形成されている。

図２に示すように、この検査装置１０は、電子部品１の下面に多数の接続端子（例えば図２に示す球状の接続端子）１ａがマトリックス状（格子状または碁盤の目状）に配置されたものを検査対象とするものである。

図２に示すように、前記基台１１には所定の径寸法からなり、装填領域１１Ａの表面から基台１１の裏面に貫通する複数の貫通孔（スルーホール）１１ａが、前記電子部品１の接続端子１ａに対応して設けられている。

前記貫通孔１１ａの上面（装填領域１１Ａの表面）には、接触子が渦巻き状に形成された複数のスパイラル接触子２０が設けられている。

図３は前記スパイラル接触子２０の斜視図である。図３に示すように、前記スパイラル接触子２０は基台１１に、図示Ｘ方向及びＹ方向に所定間隔を空けて複数形成されている。

前記各スパイラル接触子２０は、図３において例えば左上に図示されたスパイラル接触子２０のように前記貫通孔１１ａの上方の開口端の縁部に固定された基部２１を有し、スパイラル接触子２０の巻き始端２２が前記基部２１側に設けられている。そして、この巻き始端２２から渦巻き状に延び、巻き終端２３が前記貫通孔１１ａのほぼ中心に位置するようになっている。前記スパイラル接触子２０は、ちょうど前記貫通孔１１ａと高さ方向にて対向する位置にある渦巻き状の部分が、弾性変形部２０ａとして機能している。

前記貫通孔１１ａの内壁面には図示しない導通部が形成されており、導通部の上端と前記スパイラル接触子２０の前記基部２１とが導電性接着材などで接続されている。また貫通孔１１ａの下方の開口端は前記導通部に接続された接続端子１８で塞がれている。

図２に示すように、前記基台１１の下方には複数の配線パターンやその他の回路部品を有するプリント基板３０が設けられており、前記基台１１はこのプリント基板３０上に固定されている。前記プリント基板３０の表面には前記基台１１の底面に設けられた接続端子１８に対向する対向電極３１が設けられており、前記各接続端子１８が各対向電極３１にそれぞれ接触することにより、電子部品１とプリント基板３０とが検査装置１０を介して電気的に接続される。

一方、検査装置１０の蓋体１２の内面の中央の位置には、電子部品１を図示下方に押し付ける凸形状の押圧部１２ａが前記装填領域１１Ａに対向して設けられている。また前記ひんじ部１３と逆側となる位置にはロック部１５が形成されている。

前記蓋体１２の内面と押圧部１２ａとの間には前記押圧部１２ａを蓋体１２の内面から遠ざかる方向に付勢するコイルスプリングなどからなる付勢部材が設けられている（図示せず）。従って、電子部品１を前記貫通孔１１ａ内に装着して蓋体１２を閉じてロックすると、電子部品１を装填領域１１Ａの表面に接近する方向（Ｚ２方向）に弾性的に押し付けることが可能となっている。

前記基台１１の装填領域１１Ａの大きさは、前記電子部品１の外形とほぼ同じ大きさであり、電子部品１を前記装填領域１１Ａに装着して蓋体１２をロックすると、電子部品１側の各接続端子１ａと検査装置１０側の各スパイラル接触子２０とが正確に対応して位置決めできるようになっている。

蓋体１２のロック部１５が基台１１の被ロック部１４にロックされると、電子部品１が前記押圧部１２ａによって図示下方に押し付けられるため、前記各接続端子１ａが各スパイラル接触子２０を貫通孔１１ａの内部方向（図示下方）に押し下げる。同時に、スパイラル接触子２０の前記弾性変形部２０ａは、前記巻き終端２３から巻き始端２２方向（渦巻きの中心から外方向）に押し広げられるように変形し、前記接続端子１ａの外表面を抱き込むように巻き付き、各接続端子１ａと各スパイラル接触子２０とが接続される。

前記スパイラル接触子２０の弾性変形部２０ａを幅方向と平行な方向である線４から膜厚方向に切断し、その切断面を矢印方向から見たとき、その切断面は図４のようになっている。

図４Ａでは、導電性部材４０の上に補助弾性部材４１が重ねて形成されている。前記導電性部材４０は前記補助弾性部材４１よりも比抵抗が低い材料で形成され、前記補助弾性部材４１は前記導電性部材４０よりも降伏点及び弾性係数が高い材料で形成されている。

図４Ａのように、導電性部材４０と補助弾性部材４１とを重ねて形成することで、前記スパイラル接触子２０の良好な導電性は導電性部材４０で担保され、前記スパイラル接触子の良好なばね性は前記補助弾性部材４１で担保される。

図４Ａでは、補助弾性部材４１の上に導電性部材４０が重ねて形成されたものであってもよい。

また図４Ａにおいて、前記導電性部材４０及び補助弾性部材４１の双方がメッキで形成されたものであってもよいし、導電性部材４０が金属箔で形成されており、前記補助弾性部材４１がメッキ形成されたものであってもよい。

図４Ｂでは、下から導電性部材４０、補助弾性部材４１及び被膜部材４２の順に積層形成されたものである。ここで前記被膜部材４２は、硬度や耐磨耗性を向上させるために設けられたものである。また前記被膜部材４２は前記弾性部材４１よりも低い比抵抗を有する材質で形成され、電子部品の接触子との接触抵抗を小さくする作用を有するものであることが好ましい。

図４Ｃでは、導電性部材４０の上面、下面及び両側面が前記補助弾性部材４１で完全に囲まれた構成になっている。このように補助弾性部材４１によって前記導電性部材４０の周囲を完全に囲む構成であると、スパイラル接触子２０のばね性をより適切に向上させることができて好ましい。

図４Ｄは、図４Ｃの応用例であり、例えば前記導電性部材４０の上面、下面及び両側面を完全に補助弾性部材４１が囲っており、さらに前記補助弾性部材４１の表面を前記被膜部材４２が覆っている構成である。

前記導電性部材４０は、ＣｕあるいはＣｕ合金で形成されている。また前記導電性部材４０を形成する前記Ｃｕ合金には、例えば、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｎｉを有するコルソン合金が選択される。前記補助弾性部材４１は、Ｎｉ−Ｘ（ただしＸは、Ｐ、Ｗ、Ｂのうちいずれか１種以上）で形成されることが好ましい。前記導電性部材４０をＣｕやＣｕ合金（コルソン合金を除く）で形成すると、スパイラル接触子２０を安価に形成でき、また良好な導電性を確保できる。ただしばね性はほとんど期待できないため、前記補助弾性部材４１にはばね性に優れるＮｉ−Ｘを選択して、前記弾性変形部２０ａのばね特性を適切に向上させることが必要である。すなわち例えば前記補助弾性部材４１としてＮｉを選択した場合は、効果的なばね特性の向上を期待できず、へたり率等が大きくなってしまう。具体的には、例えばＣｕ／Ｎｉという組み合わせは、Ｃｕ／Ｎｉ−Ｘに比べて良好なばね特性を期待できないのである。したがって本実施形態では、前記補助弾性部材４１は、Ｎｉ−Ｘ（ただしＸは、Ｐ、Ｗ、Ｂのうちいずれか１種以上）で形成されることが好ましい。また前記被膜部材４２は、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｓｎから選択される。

前記補助弾性部材４１は、上記したようにメッキ形成されたものである。メッキは電解メッキ法でも無電解メッキ法でもどちらであってもよい。例えば図４Ｃ，図４Ｄのように導電性部材４０の周囲を覆うように前記補助弾性部材４１を形成する場合は、前記補助弾性部材４１を無電解メッキ法で形成する。

本実施形態における特徴的な部分は前記補助弾性部材４１がアモルファス状態で形成されている点である。前記補助弾性部材４１は上記したようにＮｉ−Ｘ合金で形成される。Ｎｉ−Ｘ合金はＮｉに比べて結晶化温度が高く、前記Ｎｉが結晶化する温度であってもＮｉ−Ｘ合金は結晶化せずアモルファス状態を保っている。前記補助弾性部材４１は、例えばＮｉＰ合金でメッキ形成されたものであり、Ｐの組成比は１５原子％以上であることが好ましい。Ｐの組成比を１５原子％以上にすると、Ｐの組成比を１５原子％よりも小さくした場合に比べて、Ｎｉ結晶の析出を適切に抑制できる。Ｎｉ結晶の析出により、前記補助弾性部材４１が脆くなり降伏点等に代表されるばね特性の著しい低下を招くため好ましくない。なお前記Ｐの組成比は３０原子％以下であることが好ましい。３０原子％よりも大きいと脆い金属間化合物であるＮｉＰ、Ｎｉ_５Ｐ_２、Ｎｉ_２Ｐ_５等を生じるためである。なお元素ＸにＷを選択した場合、Ｗの組成比は１４．５原子％〜３６原子％の範囲内であることが好ましい。より好ましくはＷの組成比は２０原子％以上である。これによりＮｉＷをアモルファス状態で形成できる。また、元素ＸにＢを選択した場合、Ｂの組成比は１５原子％〜３０原子％の範囲内であることが好ましい。これにより、ＮｉＢをアモルファス状態で形成できる。

前記補助弾性部材４１は全体が完全なアモルファス（非晶質相）であることが最も好ましいが、例えば直径が１ｎｍ以下の超微細析出物（エンプリオ）が析出していてもよい。前記超微細析出物の組成は、例えばＮｉであってもよいし、あるいは元素Ｘ、Ｎｉ−Ｘであってもよい。なお、超微細析出物は数粒子程度の大きさでしかなく、結晶ではない。このため前記超微細析出物が析出していてもアモルファスとしての性質が適切に保たれている。また、本実施形態では一部に結晶が析出している状態を除外するものではない。例えば図５に示す物質状態では、アモルファス５０が支配的となっているが、一部、前記エンプリオ５１や結晶５２が見られる。前記結晶５２の直径（最大径）は、３ｎｍ〜１５ｎｍ程度である。このとき、前記結晶５２は、Ｎｉでなく、Ｎｉ−Ｘで形成された金属間化合物結晶であることが好ましい。例えば前記補助弾性部材４１がＮｉＰ合金で形成されるとき、前記結晶５２の組成はＮｉ_３Ｐである。Ｎｉ結晶は膜を非常に脆い材質に変えるが、前記金属間化合物結晶が析出してもＮｉ結晶の析出に比べて、ばね特性の低下を抑制できる。図５に示すように前記金属間化合物結晶５２が析出しても、その周囲は前記アモルファス５０で覆われており、アモルファス５０が支配的な状態となっている。前記アモルファス５０は、前記補助弾性部材４１中に６０体積％〜１００体積％占めていることが好ましい。すなわち本実施形態では、前記弾性補助部材４１の全体がアモルファスで形成されている状態、アモルファスと超微細析出物とが混在する状態、アモルファス以外に結晶（金属間化合物結晶であることが好ましい）や超微細析出物を有するが膜中に前記アモルファスが６０体積％以上占める状態を全て含んでいる。なおアモルファスは８０体積％以上であることがより好ましく、９０体積％以上であることがさらに好ましい。そして本願明細書ではこれらの状態を全てあわせて「アモルファス状態」と呼ぶ。上記３つの状態のうち、最も好ましいのは、全体がアモルファスとなっている状態、次に好ましいのは、前記アモルファスと超微細析出物とが混在する状態、である。

前記スパイラル接触子２０の弾性変形部２０ａに前記補助弾性部材４１を含み前記補助弾性部材４１をアモルファス状態で形成することで、前記弾性変形部２０ａの降伏点を従来よりも向上させることが出来る。具体的には、荷重が１９．６ｍＮ以上で変位が０．１ｍｍ以上となる降伏点を有することが出来る。また前記補助弾性部材４１をアモルファス状態で形成することで耐クラック性（折れにくさ）を向上させることができ、さらに前記スパイラル接触子２０を所定高さの立体形状に適切に形成できるとともに、前記接続装置１０の繰返しの使用によっても、前記スパイラル接触子２０のへたり率を従来よりも適切に減少させることが出来る。

前記スパイラル接触子２０の弾性変形部２０ａは図３に示すように上方に向けて螺旋状に立体成形されたものである。前記立体成形は加熱下で行なわれる。従来、弾性変形部２０の補助弾性部材４１としてＮｉを使用したものでは立体成形時の加熱下において前記Ｎｉが結晶化することでバネ特性が劣化するといった問題があったが本実施形態では前記補助弾性部材４１としてＮｉ−Ｘ合金を用いることで、前記補助弾性部材４１をアモルファス状態に維持でき上記した降伏点に代表されるばね特性を従来よりも向上させることが可能になる。

また、図４に示す断面中に占める前記補助弾性部材４１の断面積比｛（補助弾性部材４１の断面積／全体の断面積）×１００（％）｝は、３０％以上であることが好ましく、５０％以上であることがより好ましい。これによりばね定数を向上させることができ、へたり率を適切に低減できる。

本実施形態では、前記弾性変形部２０ａは上方に向けて立体成形（略円錐形）されている。立体成形は加熱下で行われる。これにより、前記弾性変形部２０ａは繰り返しの使用等によっても所定の立体状態を保ち、前記接続端子１ａとの接触を良好に出来る。また本実施形態では、このような弾性変形部２０ａの形成時の加熱処理、あるいはバーンイン試験等で行われる熱処理等によっても前記弾性変形部２０ａは適切にアモルファス状態を保つ。

前記導電性部材４０は、前記補助弾性部材４１のようにアモルファス状態でなくてもよく、すなわち結晶が支配的な状態となっていてもよい。むしろ前記導電性部材４０は良好な導電性を確保するために結晶であることがよい。

前記スパイラル接触子２０の製造方法について説明する。図６ないし図８は、前記基台１１上に前記スパイラル接触子２０を取付け、前記スパイラル接触子２０の弾性変形部２０ａを上方に向けて立体成形するまでの前記スパイラル接触子２０の製造方法を示す一工程図である。

図６に示すように前記基台１１には貫通孔１１ａが形成されており、前記貫通孔１１ａの周囲には、スパッタ等により導電性材料からなる導通部６０が形成されている。上記したように前記スパイラル接触子２０は、基部２１と前記基部２１から延出形成された弾性変形部２０ａとを有して構成されている。前記スパイラル接触子２０は、例えば銅箔からなる導電性部材４０の周囲に無電解メッキによってＮｉＰ合金からなる補助弾性部材４１が形成された構成である（図４（Ｃ））。前記弾性変形部２０ａは螺旋状に形成されている。前記スパイラル接触子２０の基部２１は多数のスパイラル接触子２０がばらばらにならないように保持するためのポリイミド樹脂等の樹脂シート７１に保持されている。前記樹脂シート７１にも前記基台１１と同様に前記弾性変形部２０ａと高さ方向にて対向する位置に貫通孔が形成されている。

前記樹脂シート７１に保持された前記スパイラル接触子２０を、前記基台１１上に置き、このとき、ちょうど前記スパイラル接触子２０の弾性変形部２０ａが前記基台１１の貫通孔１１ａと高さ方向にて一致するように、前記弾性変形部２０ａと貫通孔１１ａとを位置合わせし、前記スパイラル接触子２０の基部２１を前記基台１１の前記貫通孔１１ａ上の周囲に前記導電性接着剤６１を用いて貼り付ける。このとき前記基部２１は前記導通部６０と前記導電性接着剤６１を介して導通した状態となる。

図６に示すように、スパイラル接触子２０の下方から前記貫通孔１１ａ内に突出調整部材７０を介入させ、前記突出調整部材７０を上方へ押し上げる。

図７に示すように前記突出調整部材７０の押し上げによって前記スパイラル接触子２０の弾性変形部２０ａは上方へ押し上げられる。このとき熱処理を施しながら前記突出調整部材７０の押し上げを行い、所定時間が経過した後、前記突出調整部材７０を取り除く（図８）。

上記のように前記弾性変形部２０ａに対する立体成形を、熱処理を施しながら行なうことで、前記突出調整部材７０を取り除いても前記弾性変形部２０ａは上方に突出した状態で維持される。

図７に示すように前記スパイラル接触子２０の基部２１上面２１ａから、前記弾性変形部２０ａの最も高い位置にある頂点Ａまでの高さ寸法がＨ１となるまで、前記突出調整部材７０を上方へ押し上げ、加熱下で図７の状態をキープする。図８に示すように前記突出調整部材７０を取り除くと、若干のスプリングバックによって、前記スパイラル接触子２０の基部２１の上面２１ａを基準としてみたときの前記弾性変形部２０ａの高さ寸法はＨ１からＨ２に若干低くなる。このため、前記スプリングバックを見越して前記突出調整部材７０を上方へ押し上げた段階での前記弾性変形部２０ａの高さ寸法Ｈ１を、実際に必要な前記弾性変形部２０ａの高さ寸法Ｈ２よりも高く設定しておくことが必要である。

上記のように弾性変形部２０ａの立体成形工程は加熱下で行なわれるが、本実施形態では前記弾性変形部２０ａの補助弾性部材４１をＮｉ−Ｘ合金で形成したことで前記補助弾性部材４１をＮｉで形成したときよりも結晶化温度が上がり、従来、前記立体成形のときの加熱温度であった２００℃〜３００℃程度の加熱下でも結晶化温度を下回り、前記補助弾性部材４１は結晶化せずアモルファス状態を適切に保つ。

また本実施形態では、上記した加熱下での立体成形によっても前記補助弾性部材４１をアモルファス状態に適切に保つことが出来るため、立体成形のときに、前記補助弾性部材４１の塑性域での応力を前記弾性変形部２０ａにかけて、前記弾性変形部２０ａを立体変形させることが出来る。前記補助弾性部材４１の塑性域で変形させることで、前記補助弾性部材４１を固着転位化でき、それに必要なエネルギーは、前記補助弾性部材４１の弾性域で変形させるときに可動転位から固着転位にするのに必要なエネルギーに比べて小さい。よって本実施形態では、加熱時間を短く出来る。従来では例えば１時間程度必要であった加熱時間を数分から数十分程度に短縮でき、このように加熱時間を従来より短くしても、へたり率の小さいスパイラル接触子２０を製造することが出来る。従来のように、Ｎｉで補助弾性部材４１を形成した場合、加熱下で前記Ｎｉが結晶化するため、塑性域での応力をかけて立体成形すると、ばね性の非常に悪い弾性変形部２０ａしか製造できず、よって、弾性域での応力をかけながら上記の立体成形をする必要があったが、かかる場合では可動転位から固着転位に要するエネルギーが非常に大きいために加熱時間を長く設定する必要があったのに対し、本実施形態では上記のように加熱時間を短く出来るから製造工程も容易化する。

また、上記のように仮に前記スパイラル接触子２０の弾性変形部２０ａを立体成形せず平面的な形状（図６の状態）で前記スパイラル接触子２０を使用する場合でも、例えばバーンイン試験装置等に図１に示す接続装置１０を使用するときには、必然的に前記スパイラル接触子２０が加熱下に置かれることになる。しかし本実施形態では、前記スパイラル接触子２０の弾性変形部２０ａを構成する補助弾性部材４１を適切にアモルファス状態に維持できるので、前記弾性変形部２０ａのばね特性を良好に維持でき、耐久性に優れた接続装置１０を提供することが出来る。

前記スパイラル接触子２０の弾性変形部２０ａは螺旋形状以外の形状であってもかまわない。ただし前記弾性変形部２０ａが螺旋形状であると、前記電子部品１の接続端子１ａがどのような形状であっても、前記弾性変形部２０ａは、前記接続端子１ａの周囲を囲むように変形しやすく、前記弾性変形部２０ａと前記接続端子１ａとの接触面積が広がり前記接続端子１ａとの接触性を確実なものにできるため好ましい。

本実施形態では、前記補助弾性部材４１を、Ｎｉ−Ｘ（ただしＸは、Ｐ、Ｗ、Ｂのうちいずれか１種以上）で形成することが好ましい。前記元素ＸをＰで形成するとき、Ｐの組成比を１５原子％以上で３０原子％以下にすることが好ましい。また前記元素ＸをＷで形成するとき、Ｗの組成比を１４．５原子％以上で３６原子％以下にすることが好ましく、２０原子％以上にすることがより好ましい。また、元素ＸをＢで形成するとき、Ｂの組成比を１５原子％〜３０原子％の範囲内で形成することが好ましい。

上記したように補助弾性部材４１としてＮｉを用いる場合に比べて前記補助弾性部材４１の結晶化温度を高くでき、立体成形の際の２００℃〜３００℃程度の加熱温度は、前記結晶化温度より低く、したがって前記補助弾性部材４１を加熱して立体成形しても前記補助弾性部材４１を適切にアモルファス状態に保つことが出来る。特に補助弾性部材４１をＮｉＷで形成した場合、７００℃程度まで加熱温度を高くしても、加熱温度が結晶化温度を下回り、前記補助弾性部材４１を適切にアモルファス状態に保つことが出来る。このように加熱温度の許容範囲を広げることが出来るので、立体成形処理を適切且つ簡単に行うことが可能である。

また立体成形の手法としては図６に示す突出調整部材７０によって前記弾性変形部２０ａを上方に突き上げた状態で熱処理する手法によらず、例えば円錐状の土台上に渦巻き状の弾性変形部２０ａを形成し、前記土台を取り除いた後に上記した加熱処理、あるいは加熱処理を施した後、前記土台を除去する手法により、前記弾性変形部２０ａを立体成形してもよい。

また本実施形態では前記スパイラル接触子２０の弾性変形部２０ａが図４に示した積層構造でなく、例えば前記弾性変形部２０ａは前記補助弾性部材４１のみで構成されていてもよい。かかる場合、前記弾性変形部２０ａの全体がアモルファス状態であることが好ましい。

また前記補助弾性部材４１の材質として挙げたＮｉ−Ｘ合金は一例であり、他の材質であってもかまわない。

図９（比較例）及び図１０（比較例）は、Ｐを１２．５原子％含むＮｉＰ合金のＴＥＭ写真である。図９では、ＮｉＰ合金をメッキ形成し特に加熱を行なわなかった状態でのＴＥＭ写真、図１０は、前記ＮｉＰ合金をメッキ形成した後、２５０℃で１時間加熱した後の前記ＮｉＰ合金のＴＥＭ写真である。

図９に示すＴＥＭ写真から物質状態を分析したところＮｉ_３Ｐの金属間化合物結晶が大部分を占めており、また、前記金属間化合物結晶どうしの間にＮｉの微結晶が存在することも確認できた。

また図１０に示すＴＥＭ写真から物質状態を分析したところ、Ｎｉ_３Ｐの金属間化合物結晶が大部分を占めており、また、前記金属間化合物結晶どうしの間にＮｉの微結晶や単結晶が存在することも確認できた。

図１１（実施例），図１２（実施例）及び図１３（実施例）は、Ｐを１９原子％含むＮｉＰ合金のＴＥＭ写真である。図１１では、ＮｉＰ合金をメッキ形成し特に加熱を行なわなかった状態でのＴＥＭ写真、図１２は、前記ＮｉＰ合金をメッキ形成した後、２５０℃で３６分加熱した後の前記ＮｉＰ合金のＴＥＭ写真、図１３は、前記ＮｉＰ合金をメッキ形成した後、２５０℃で１時間加熱した後の前記ＮｉＰ合金のＴＥＭ写真、である。

図１１に示すＴＥＭ写真から物質状態を分析したところ、結晶は見られずアモルファスであることがわかった。

次に、図１２に示すＴＥＭ写真から物質状態を分析したところ、図１１の状態とあまり変化は見られなかったが、１ｎｍ以下の超微細析出物（エンプリオ）が存在することが確認できた。

次に、図１３に示すＴＥＭ写真から物質状態を分析したところ、一部に金属間化合物の析出が見られた。前記金属間化合物はＮｉ_３Ｐであり、Ｎｉの結晶物は見られなかった。また図１３に示すように、前記金属間化合物の周囲はアモルファスで囲まれており、アモルファス状態を維持していることがわかった。

図１４（実施例）は、銅基板の上に、Ｐを１５原子％含有したＮｉＰ合金を無電解メッキ法にてメッキ形成し、この複合部材を２５０℃で１時間熱処理を施した後の前記複合部材のＴＥＭ写真である。図１４に示すように、銅基板は結晶化しているが、ＮｉＰ合金の部分には結晶化したときに見られる塊状物は見られず前記ＮｉＰ合金の部分は、アモルファスであることが確認できた。

図１５は、複数のＣｕ基板を用意し、各Ｃｕ基板上にそれぞれＰの組成比が異なるＮｉＰをメッキ形成し、Ｃｕ基板とＮｉＰ合金からなる複数の複合部材（ａ）〜（ｊ）をそれぞれ２５０℃で１時間加熱したあとのＸ線回折図である。

図１５に示すように、Ｐの組成比を７．９原子％〜１４．７原子％まで変化させた複合部材（ａ）〜（ｄ）には、Ｎｉ｛１１１｝面の結晶ピークが見られることが確認できた。一方、Ｐの組成比を１６．１原子％とした場合でも、若干、Ｎｉ｛１１１｝面の結晶ピークが見られるものの、これは１ｎｍの超微結晶析出物（エンプリオ）であると考えられ、結晶化はしていない。以上のように、図９ないし図１５に示す実験結果から、ＮｉＰ合金をアモルファス状態に維持するためにはＰの濃度を１５原子％以上にすればよいことがわかった。

次に、スパイラル接触子形状の銅箔の周囲に無電解メッキ法にてＮｉＰ合金をメッキ形成した。このときのＰの組成比は１９原子％であった。前記スパイラル接触子の螺旋状に形成された弾性変形部に応力をかけ、図７工程と同じように前記弾性変形部２０ａを突出調整部材７０を用いて上方に変形させて加熱処理を行なった（立体成形）。加熱条件は温度が２５０℃で時間が１時間であった。

実験では、図１６に示すように、前記スパイラル接触子の弾性変形部に加える応力を種々変化させ、弾性変形部の高さ寸法を変化させた。図１６のグラフ上にある「突出調整部材の高さ」とは、図１に示すスパイラル接触子２０の基部２１の上面２１ａから前記突出調整部材７０の先端までの高さＨ３を指す。前記高さ寸法Ｈ３が大きくなるほど前記弾性変形部にかかる応力が高くなる。図１６のグラフ上にある「フォーミング後高さ」とは、図８工程図に示すように、前記突出調整部材７０を取り除いた後、前記スパイラル接触子２０の基部２１の上面２１ａから前記弾性変形部２０ａの最も上方に突き出した頂点Ａまでの高さＨ２を意味する。

前記フォーミング後（立体成形後）、さらに前記弾性変形部２０ａに対し、今度は、下方向（すなわち図８の状態から図６の状態に戻る方向）へ応力をかけながら、図６のようにスパイラル接触子２０の弾性変形部２０ａの上面が基部２１の上面２１ａと同一の高さになる（スパイラル接触子２０が平面的な形状になるまで）図６の状態にまで戻し、その状態を４８時間、１５０℃の加熱下（バーンイン；ＢＩ）で維持した。その後、前記弾性変形部２０ａにかかっていた応力を取り除くと、前記弾性変形部２０ａは上方に向けて再び変形する。そのときの、前記弾性変形部２０ａの高さ寸法を「ＢＩ後高さ」として図１６のグラフ上に示した。「ＢＩ後高さ」も、前記「フォーミング高さ」と同様、前記スパイラル接触子２０の基部２１の上面２１ａから前記弾性変形部２０ａの最も上方に突き出した頂点Ａまでの高さを意味する。

｛（「フォーミング後高さ」−「ＢＩ後高さ」）／「フォーミング後高さ」｝×１００をへたり率（％）と定義すると、図１７に示すように、弾性変形部２０ａの立体成形時にかけた応力が種々変化しても前記へたり率を３０％以下に押えることが出来るとわかった。前記へたり率が大きくなるということは前記弾性変形部２０ａが徐々に塑性変形していることの証であるから出来る限り前記へたり率を低く押えたい。

ところで、図１６に示すように、ほぼ１４４０ＭＰａを境にして、１４４０ＭＰａよりも高い応力をかけた場合、前記ＮｉＰ合金は塑性域で立体成形されることになり、一方、１４４０ＭＰａよりも低い応力をかけた場合、前記ＮｉＰ合金は弾性域で立体成形されることになる。へたりについて考察してみるとへたりは可動転位を介して行なわれると考えられる。このためへたりの小さい弾性変形部２０ａを形成するには立体成形のときに、前記可動転位を少なくし固着転位化する加工を施すことが必要であると考えられる。

前記ＮｉＰ合金を弾性域で立体成形したとき、可動転位から前記固着転位にするためには大きなエネルギーが必要である。このため１４４０ＭＰａ以下の応力をかけて前記弾性変形部２０ａを立体成形するには固着転位化するために加熱時間を長くしなければならない。一方、前記ＮｉＰ合金を塑性域で立体成形したときは、前記弾性変形部２０ａに塑性変形を与えているため内在する可動転位を低いエネルギーで固着変位化できる。従って、前記ＮｉＰ合金を塑性域で立体成形したときの加熱時間を、弾性域で立体成形したときよりも短い時間で、へたりの小さい弾性変形部２０ａを形成できる。

図１６は、アモルファスのＮｉＰ合金を弾性変形部２０ａに使用したときの特性図であり、アモルファスのＮｉＰ合金を用いることで、加熱時間を従来より短縮させることが出来る。

次に、図１６の実験で使用したスパイラル接触子と同じ構成のもの（すなわち銅箔の周囲にＰが１５原子％含まれたＮｉＰを無電解メッキしたもの）を用い、前記スパイラル接触子の弾性変形部に対し、２５００ＭＰａの応力をかけながら、図１８の実験では、図７，図８に示す立体成形を、２００℃の加熱下で７２時間行ない、図１９の実験では、図７，図８に示す立体成形を２５０℃の加熱下で３６分間行ない、図２０の実験では、図７，図８に示す立体成形を２５０℃の加熱下で９分間行ない、その後、それぞれのスパイラル接触子の弾性変形部の「フォーミング後高さ」（立体成形後高さ）を測定し、さらに、図１８〜図２０の実験全てにおいて、弾性変形部２０ａを図６の状態に戻す応力をかけながら１５０℃の加熱下で２４時間加熱し（バーンイン１）、前記応力を除去して再び図８のように変形した弾性変形部２０ａの高さ寸法を「ＢＩ後高さ１」として測定し、再び、弾性変形部２０ａを図６の状態に戻す応力をかけながら１５０℃の加熱下で４８時間加熱し（バーンイン２）、前記応力を除去して再び図８のように変形した弾性変形部２０ａの高さ寸法を「ＢＩ後高さ２」として測定した。「フォーミング後高さ」「ＢＩ後高さ１」「ＢＩ後高さ２」は全て、前記スパイラル接触子２０の基部２１の上面２１ａから前記弾性変形部２０ａの最も上方に突き出した頂点Ａまでの高さで測定された。

また、へたり率を、｛（「フォーミング後高さ」−「ＢＩ後高さ１または、ＢＩ後高さ２」）／「フォーミング後高さ」｝×１００として求めた。その実験結果を図１８〜図２０に示す。

図１８〜図２０に示すように、全ての実験において、へたり率を３０％以下に抑えることが出来た。しかも図２０の実験では、立体成形時の加熱時間はたった９分であるのに、へたり率が３０％以下であり、従来のように１時間程度行なっていた加熱時間を数分〜数十分に短縮しても、へたり率が３０％以下となるスパイラル接触子を製造できることが確認できた。

次に、図２１，図２２に示す実験では、銅箔の周囲に無電解メッキ法でＮｉＰ合金を、比較例では、Ｐの組成比を１２．５原子％とし、実施例ではＰの組成比を１９原子％として、メッキ形成したスパイラル接触子を形成し、比較例及び実施例とも、２５０℃で１時間の加熱下にて立体成形を行った後、前記スパイラル接触子の弾性変形部に対し荷重をかけ、前記スパイラル接触子が折れるまでの変位量を測定した。「変位量」とは、図８の状態（上記荷重がかかっていない状態）のときのスパイラル接触子の弾性変形部の頂点Ａから、上記荷重を下方向へかけることで下降する前記弾性変形部の頂点Ａ′までの下降量Ｈ４である（図８を参照）。

図２１は比較例であり図２２は実施例である。図２１の実験に使用したＮｉＰ合金はＰの組成比が１２．５原子％であるため、加熱下における立体成形によって結晶化しており、一方、図２２の実験に使用したＮｉＰ合金はＰの組成比が１５原子％であるため、加熱下における立体成形によってもアモルファス状態を維持している。図２１の比較例では、だいたい２５０μｍの変位量で前記スパイラル接触子の弾性変形部は折れたが、図２２の実施例では、５００μｍ以上変位しても前記スパイラル接触子の弾性変形部は折れないことがわかった。

図２３は、銅箔の周囲に無電解メッキ法でＮｉＰ合金を、Ｐの組成比を１２．５原子％としてメッキ形成したスパイラル接触子を多数、形成し、各スパイラル接触子を、２５０℃で１時間の加熱下で立体成形した後、各スパイラル接触子の弾性変形部の上方に試験用の突起部材を対向させ、前記突起部材を下降させて、前記弾性変形部に対し、１０００ＭＰａから１５００ＭＰａの範囲内の応力がかかるまで押し込み、その後、前記突起部材を元の位置まで上昇させ、このような前記突起部材の昇降を３０００回行い、前記スパイラル接触子の弾性変形部が折れる割合（寿命試験）を前記突起部材の昇降回数が１０００回のときと３０００回のときの双方で調べた。図２３に示すように、前記スパイラル接触子の弾性変形部にかかる応力が小さいと、前記スパイラル接触子の弾性変形部が折れる割合が小さくなるものの、１５００ＭＰａ程度の応力を３０００回かけると、８０％近くのスパイラル接触子の弾性変形部が折れてしまうことがわかった。また前記突起部材の昇降の回数を１０００回にしても、スパイラル接触子の弾性変形部の折れが生じており、弾性変形部が折れる割合を０％にすることはできず、結晶化したＮｉＰ合金を有する弾性変形部では耐久性に優れた前記スパイラル接触子を製造できないことがわかった。

一方、図１６，図１７に示す応力をかけて立体成形した実施例のスパイラル接触子、すなわち、銅箔の周囲に、アモルファス状態のＮｉＰ合金（Ｐは１５原子％）を無電解メッキ法にてメッキ形成して成るスパイラル接触子では、図２３の実験と同様の方法を用いて２０００ＭＰａの応力を４０００回までかけても折れるスパイラル接触子は無かった。このことから、弾性変形部にアモルファスのＮｉＰ合金を用いると非常に耐久性が向上することがわかった。

次に図１８の実験に使用した、Ｐの組成比が１５原子％のＮｉＰ合金からなる補助弾性部材を有するスパイラル接触子（立体成形を、２００℃の加熱下で７２時間行なったもの、実施例１）、図１９の実験に使用した、Ｐの組成比が１５原子％のＮｉＰ合金からなる補助弾性部材を有するスパイラル接触子（立体成形を、２５０℃の加熱下で３６分間行なったもの、実施例２）、Ｐの組成比が１５原子％のＮｉＰ合金からなる補助弾性部材を有し、２５０℃で１８分間の立体成形を行なって形成したスパイラル接触子（実施例３）、図２０の実験に使用した、Ｐの組成比が１５原子％のＮｉＰ合金からなる補助弾性部材を有するスパイラル接触子（立体成形を、２５０℃の加熱下で９分間行なったもの、実施例４）、のそれぞれを用いて各スパイラル接触子の降伏点を調べてみた。

実験では、立体成形された各スパイラル接触子の弾性変形部を下方向へ押圧し、降伏点に至ったときの荷重と、そのときの前記弾性変形部の頂点Ａの下降量Ｈ４（変位量）を調べた（図８を参照）。その実験結果を以下の表１に示す。

降伏点における荷重と変位量は、各実施例のスパイラル接触子においてさほど大きな変化はないことがわかった。表１に示すように、各スパイラル接触子において荷重が２ｇｆ（１９ｍＮ）以上、変位が０．１ｍｍ以上の降伏点を得られることがわかった。好ましくは、荷重が４ｇｆ（３８ｍＮ）以上、変位が０．２ｍｍ以上の降伏点を得られることがわかった。

図２４は、複数のＣｕ基板を用意し、各Ｃｕ基板上にそれぞれＷの組成比が異なるＮｉＷをメッキ形成し、Ｃｕ基板とＮｉＷ合金からなる複数の複合部材（ｋ）〜（ｐ）をそれぞれ２５０℃で１時間加熱したあとのＸ線回折図である。

図２４に示すように、Ｗの組成比を１２．５原子％とすると、Ｎｉ｛１１１｝面の結晶ピークが見られることが確認できた。一方、Ｗの組成比を１４．９原子％、１９．７原子％とした場合でも、若干、Ｎｉ｛１１１｝面の結晶ピークが見られるが、後で説明するＴＥＭ写真によればアモルファスが支配的であった。Ｗの組成比が２４.４原子％，２７．７原子％，３５．１原子％となると、Ｎｉ｛１１１｝面の結晶ピークは見られなかった。

図２５は、Ｗを１２．５原子％含むＮｉＷ合金を２５０℃で１時間加熱した後のＴＥＭ写真及び透過電子線回折像、図２６は、Ｗを１４．９原子％含むＮｉＷ合金を２５０℃で１時間加熱した後のＴＥＭ写真及び透過電子線回折像、図２７は、Ｗを１９．７原子％含むＮｉＷ合金を２５０℃で１時間加熱した後のＴＥＭ写真及び透過電子線回折像、図２８は、Ｗを２４．４原子％含むＮｉＷ合金を２５０℃で１時間加熱した後のＴＥＭ写真及び透過電子線回折像、である。透過電子線回折像は、ＮｉＷ合金を膜厚と平行な方向から切断し、その切断面に対して垂直方向から電子線を入射させて得たものである。

図２５のＴＥＭ写真に示すようにアモルファスの部分は見られず、同じ方向に向く格子縞がきれいに見えており、また透過電子線回折像には逆格子面の回折斑点が現れており、結晶化していることがわかった。また前記逆格子面に指数付けを行った結果、結晶はＮｉ結晶が支配的であることがわかった。

次に図２６に示すＴＥＭ写真には、５〜１０ｎｍ程度の格子縞が現れていることがわかった。前記格子縞の方向はランダムな方向に向いており、これはアモルファスから結晶（あるいは超微結晶析出物）が析出しているためであると考えられる。また、透過電子線回折像には、アモルファスの存在を示すハローリングが現れており、よって図２６のＮｉＷはアモルファスが支配的になっていることがわかった。

次に図２７に示すＴＥＭ写真には、４〜６ｎｍ程度の格子縞が現れていることがわかった。前記格子縞の方向はランダムな方向に向いており、これはアモルファスから結晶（あるいは超微結晶析出物）が析出しているためであると考えられる。また、透過電子線回折像には、アモルファスの存在を示すハローリングが現れている。ハローリングは図２７のほうが図２６よりも明確に現れている。よって図２７のＮｉＷは図２６のＮｉＷよりアモルファスが多くなっていることがわかった。

次に図２８に示すＴＥＭ写真には、５ｎｍ以下の格子縞が所々に見えるが、図２６，図２７の場合に比べて格子縞の存在は小さくなり、また透過電子線回折像には、非常に明確なハローリングが現れていることから、図２８のＮｉＷは図２６のＮｉＷや図２７のＮｉＷよりアモルファスが多くなっていることがわかった。

以上、図２４ないし図２８の実験結果からＮｉＷのＷの組成比は、１４．５原子％〜３６原子％の範囲内にすることが好ましく、２０原子％以上にすることがより好ましいことがわかった。さらに好ましくは２４．４原子％以上である。これにより適切にＮｉＷをアモルファス状態にすることが出来る。

次に、図２９は、Ｃｕ基板上に１９．７原子％のＷを有するＮｉＰをメッキ形成した複合部材を複数用意し、各複合部材に対して異なる温度にて加熱処理した後のＸ線回折図である。

また図３０は、Ｃｕ基板上に２７．７原子％のＷを有するＮｉＰをメッキ形成した複合部材を複数用意し、各複合部材に対して異なる温度にて加熱処理した後のＸ線回折図である。

図２９に示すようにＷを１９．７原子％とした場合、熱処理温度を６００℃程度にすると、Ｎｉ｛１１１｝面の結晶ピークが見られることが確認できた。また図３０に示すようにＷを２７．７原子％とした場合、熱処理温度を７００℃程度にすると、Ｎｉ｛１１１｝面の結晶ピークが見られることが確認できた。

このように、Ｗ組成比を大きくするほど熱処理温度を上昇させても結晶化を抑制できることがわかった。特にＮｉＷの場合、Ｗ組成比によっては７００℃程度まで熱処理温度を上昇させても結晶化を抑制できることから、熱処理温度の許容範囲を非常に広くでき、効果的にアモルファス状態を維持できることがわかった。

電子部品の動作を確認するための試験に用いられる検査装置を示す斜視図、 図１の２−２線における断面図を示し、電子部品が装着された状態の断面図、 本実施形態におけるスパイラル接触子の形状を示す拡大斜視図、 図４Ａ、図４Ｂ、図４Ｃ、図４Ｄは、それぞれ本実施形態におけるスパイラル接触子を構成する各ターン毎の接触子片を幅方向と平行な方向から膜厚方向に切断したときの断面図、 本実施形態における補助弾性部材の物質状態を示す模式図、 基台１１上に前記スパイラル接触子を取付け、前記スパイラル接触子の弾性変形部を上方に向けて立体成形するまでの前記スパイラル接触子の製造方法を示す一工程図（部分断面図）、 図６の次に行なわれる一工程図（部分断面図）、 図７の次に行なわれる一工程図（部分断面図）、 Ｐを１２．５原子％含むＮｉＰ合金に対し、特に加熱を行なわなかった状態でのＴＥＭ写真、 Ｐを１２．５原子％含むＮｉＰ合金に対し、２５０℃で１時間加熱した後の前記ＮｉＰ合金のＴＥＭ写真、 Ｐを１９原子％含むＮｉＰ合金に対し、特に加熱を行なわなかった状態でのＴＥＭ写真、 Ｐを１９原子％含むＮｉＰ合金に対し、２５０℃で３６分加熱した後の前記ＮｉＰ合金のＴＥＭ写真、 Ｐを１９原子％含むＮｉＰ合金に対し、２５０℃で１時間加熱した後の前記ＮｉＰ合金のＴＥＭ写真、 銅基板の上に、Ｐを１５原子％含有したＮｉＰ合金を無電解メッキ法にてメッキ形成し、この複合部材を２５０℃で１時間熱処理を施した後の前記複合部材のＴＥＭ写真、 複数のＣｕ基板を用意し、各Ｃｕ基板上にそれぞれＰの組成比が異なるＮｉＰをメッキ形成し、Ｃｕ基板とＮｉＰ合金からなる複数の複合部材（ａ）〜（ｊ）をそれぞれ２５０℃で１時間加熱したあとのＸ線回折図、 スパイラル接触子形状の銅箔の周囲に無電解メッキ法にてＮｉＰ合金（Ｐは１９原子％をメッキ形成し、前記スパイラル接触子の弾性変形部に異なる応力をかけて、所定条件で立体成形した後、前記弾性変形部の高さ寸法（フォーミング後高さ）を測定し、さらに、その後、所定条件で加熱処理して、前記弾性変形部の高さ寸法（ＢＩ後高さ）を測定したときの、前記スパイラル接触子の弾性変形部に加えた応力と、フォーミング後高さ及びＢＩ後高さとの関係を示すグラフ、 図１６の実験結果に基づいてへたり率を求めたときの、前記スパイラル接触子の弾性変形部に加えた応力と前記へたり率との関係を示すグラフ、 図１６の実験で使用したスパイラル接触子と同じ構成のスパイラル接触子を用いて、所定条件下で、立体成形をして前記弾性変形部の高さ寸法（フォーミング後高さ）を測定し、その後、所定条件下で、前記スパイラル接触子を加熱して前記弾性変形部の高さ寸法（ＢＩ後高さ１）を測定し、さらに、所定条件下で、前記スパイラル接触子を加熱して前記弾性変形部の高さ寸法（ＢＩ後高さ２）を測定したときの、前記フォーミング後高さ、ＢＩ後高さ１、ＢＩ後高さ２の値と、へたり率との関係を示すグラフ、 図１６の実験で使用したスパイラル接触子と同じ構成のスパイラル接触子を用いて、所定条件下で、立体成形をして前記弾性変形部の高さ寸法（フォーミング後高さ）を測定し、その後、所定条件下で、前記スパイラル接触子を加熱して前記弾性変形部の高さ寸法（ＢＩ後高さ１）を測定し、さらに、所定条件下で、前記スパイラル接触子を加熱して前記弾性変形部の高さ寸法（ＢＩ後高さ２）を測定したときの、前記フォーミング後高さ、ＢＩ後高さ１、ＢＩ後高さ２の値と、へたり率との関係を示すグラフ、 図１６の実験で使用したスパイラル接触子と同じ構成のスパイラル接触子を用いて、所定条件下で、立体成形をして前記弾性変形部の高さ寸法（フォーミング後高さ）を測定し、その後、所定条件下で、前記スパイラル接触子を加熱して前記弾性変形部の高さ寸法（ＢＩ後高さ１）を測定し、さらに、所定条件下で、前記スパイラル接触子を加熱して前記弾性変形部の高さ寸法（ＢＩ後高さ２）を測定したときの、前記フォーミング後高さ、ＢＩ後高さ１、ＢＩ後高さ２の値と、へたり率との関係を示すグラフ、 銅箔の周囲に無電解メッキ法でＮｉＰ合金を、Ｐの組成比を１２．５原子％として、メッキ形成したスパイラル接触子を形成し、所定条件下で立体成形を行った後、前記スパイラル接触子の弾性変形部に対し荷重をかけ、前記スパイラル接触子が折れるまでの変位量を測定したときの、前記変位量と荷重との関係を示すグラフ、 銅箔の周囲に無電解メッキ法でＮｉＰ合金を、Ｐの組成比を１９原子％として、メッキ形成したスパイラル接触子を形成し、所定条件下で立体成形を行った後、前記スパイラル接触子の弾性変形部に対し荷重をかけ、前記スパイラル接触子が折れるまでの変位量を測定したときの、前記変位量と荷重との関係を示すグラフ、 銅箔の周囲に無電解メッキ法でＮｉＰ合金を、Ｐの組成比を１２．５原子％としてメッキ形成したスパイラル接触子を多数形成し、各スパイラル接触子を、所定条件下で立体成形した後、試験用の突起部材を前記スパイラル接触子の弾性変形部に対して所定の応力で押し込み、その後、前記突起部材を前記弾性変形部から離し、このような前記突起部材の昇降動作を３０００回まで行なったときの、前記突起部材の押し込み時に前記弾性変形部にかかる応力と、前記スパイラル接触子の弾性変形部が折れる割合（寿命試験）との関係を、前記突起部材を１０００回及び３０００回昇降させた時の、それぞれにおいて求めたグラフ、 複数のＣｕ基板を用意し、各Ｃｕ基板上にそれぞれＷの組成比が異なるＮｉＷをメッキ形成し、Ｃｕ基板とＮｉＷ合金からなる複数の複合部材（ｋ）〜（ｐ）をそれぞれ２５０℃で１時間加熱したあとのＸ線回折図、 Ｗを１２．５原子％含むＮｉＷ合金を２５０℃で１時間加熱した後のＴＥＭ写真及び透過電子線回折像、 Ｗを１４．９原子％含むＮｉＷ合金を２５０℃で１時間加熱した後のＴＥＭ写真及び透過電子線回折像、 Ｗを１９．７原子％含むＮｉＷ合金を２５０℃で１時間加熱した後のＴＥＭ写真及び透過電子線回折像、 Ｗを２４．４原子％含むＮｉＷ合金を２５０℃で１時間加熱した後のＴＥＭ写真及び透過電子線回折像、 Ｃｕ基板上に１９．７原子％のＷを有するＮｉＰをメッキ形成した複合部材を複数用意し、各複合部材に対して異なる温度にて加熱処理した後のＸ線回折図、 Ｃｕ基板上に２７．７原子％のＷを有するＮｉＰをメッキ形成した複合部材を複数用意し、各複合部材に対して異なる温度にて加熱処理した後のＸ線回折図、

符号の説明

１ 電子部品
１ａ 球状接触子（接続端子）
１０ 接続装置
１１ 基台
２０ スパイラル接触子
２０ａ 弾性変形部
２１ 基部
４０ 導電性部材
４１ 補助弾性部材
４２ 被膜部材
５０ アモルファス
５１ 超微細析出物（エンプリオ）
５２ 金属間化合物結晶
７０ 突出調整部材

Claims (19)

1. 弾性変形部を有する接触子において、前記弾性変形部は、アモルファスと、前記アモルファス中に散在する結晶とを有するアモルファス状態のＮｉ−Ｘ（ただしＸは、Ｐ、Ｗ、Ｂのうちいずれか１種以上）で形成されていることを特徴とする接触子。
2. 前記結晶は、Ｎｉ−Ｘで形成された金属間化合物結晶である請求項１記載の接触子。
3. 前記Ｎｉ−Ｘ中、アモルファスが６０体積％以上占めている請求項１又は２に記載の接触子。
4. 前記結晶の粒径は、３ｎｍ〜１５ｎｍの範囲内である請求項１ないし３のいずれか１項に記載の接触子。
5. 前記弾性変形部は、Ｎｉ−Ｘのみで形成されている請求項１ないし４のいずれか１項に記載の接触子。
6. 前記弾性変形部には、膜厚方向から切断した断面の一部に、前記Ｎｉ−Ｘからなる弾性領域が形成されている請求項１ないし４のいずれか１項に記載の接触子。
7. 前記弾性変形部は、導電性部材と、補助弾性部材とを有し、前記導電性部材は前記補助弾性部材よりも比抵抗が低く、前記補助弾性部材は前記導電性部材よりも降伏点及び弾性係数が高く、前記補助弾性部材が、前記Ｎｉ−Ｘで形成される請求項６記載の接触子。
8. 前記弾性変形部は全体がアモルファス状態で形成されている請求項１ないし６のいずれか１項に記載の接触子。
9. 前記元素ＸはＰである請求項１ないし８のいずれか１項に記載の接触子。
10. Ｐの組成比は、１５原子％以上で３０原子％以下である請求項９記載の接触子。
11. 前記元素ＸはＷである請求項１ないし８のいずれか１項に記載の接触子。
12. Ｗの組成比は、１４．５原子％以上で３６原子％以下である請求項１１記載の接触子。
13. Ｗの組成比は２０原子％以上である請求項１２記載の接触子。
14. 前記Ｎｉ−Ｘはメッキ形成されたものである請求項１ないし１３のいずれか１項に記載の接触子。
15. 前記アモルファス及び前記結晶以外に、１ｎｍ以下の超微細析出物が混在している請求項１ないし１４のいずれか１項に記載の接触子。
16. 前記弾性変形部は、荷重が１９．６ｍＮ以上、変位が０．１ｍｍ以上の降伏点を有する請求項１ないし１５のいずれか１項に記載の接触子。
17. 前記弾性変形部は螺旋状に形成されている請求項１ないし１６のいずれか１項に記載の接触子。
18. 前記弾性変形部は、立体成形された状態で加熱されている請求項１ないし１７のいずれか１項に記載の接触子。
19. 基台と、前記基台に設けられた接触子とを有し、電子部品の外部接続部が、前記接触子の弾性変形部に接触する接続装置において、
    前記接触子の前記弾性変形部が請求項１ないし１８のいずれか１項に記載された構成にて形成されていることを特徴とする接続装置。

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