JP6149126B1 - 低電圧ヒューズの製造方法及び低電圧ヒューズ - Google Patents

Abstract

ヒューズ（１）の製造方法は、基板の主面（１０２）上に、金属をナノ粒子化した金属ナノ粒子が溶媒中に分散した分散液のインク膜を形成する液膜形成ステップ（ステップＳ１０２）と、前記液膜を、平均粒子径がマイクロメートル以上である金属の溶融温度よりも低い温度で加熱して、隣接する金属ナノ粒子の間に空隙（２５）が点在するエレメント膜を主面（１０２）上に形成するエレメント形成ステップ（ステップＳ１０６）と、を有する。

Description

本発明は、低電圧ヒューズの製造方法及び低電圧ヒューズに関する。

電子機器においては、故障等で生じた過電流の流入により回路破壊が発生することを防止するために、ヒューズが利用されている。具体的には、ヒューズは、エレメント（可溶体）を有し、回路に異常な電流が流れた場合に、エレメントが溶断して回路を遮断することで回路破壊を防止する（特許文献１参照）。

特開２００７−９５５９２号公報

近年、電子機器の小型化の進展に伴い、電子機器に搭載された回路に組み込まれたヒューズの小型化や、ヒューズに通電する通電電流の微小化（低定格電流化）が要請されている。しかし、ヒューズを小型化し、通電電流を微小化する場合には、ヒューズの電気抵抗が増大することが知られている。

また、ヒューズが組み込まれた回路の駆動電圧としては、これまで３２（V）が一般的であったが、駆動電圧の低電圧化（例えば５（Ｖ））も要請されている。しかし、駆動電圧が小さい回路に上述した電気抵抗が増大するヒューズを組み込んだ場合には、回路に流す電流の制約を受けるため回路が適切に機能せず、ヒューズが正常に溶断しないという問題が発生する恐れがある。

そこで、本発明はこれらの点に鑑みてなされたものであり、低電圧でも確実に溶断する低定格電流のヒューズを提供することを目的とする。

本発明の第１の態様においては、基板の主面上に、金属をナノ粒子化した金属ナノ粒子が溶媒中に分散した分散液の液膜を形成する液膜形成ステップと、前記液膜を、平均粒子径がマイクロメートル以上である前記金属の溶融温度よりも低い温度で加熱して、隣接する前記金属ナノ粒子の間に空隙が点在するエレメントを前記主面上に形成するエレメント形成ステップと、を有する、低電圧ヒューズの製造方法を提供する。

また、前記エレメント形成ステップにおいて、前記金属ナノ粒子を焼結させて、前記エレメントを前記主面上に形成することとしてもよい。

また、前記エレメント形成ステップにおいて、前記液膜の表面にレーザ光を照射して、膜状のエレメントであるエレメント膜を形成することとしてもよい。
また、前記エレメント形成ステップにおいて、前記液膜に対して前記レーザ光を一回走査させて、前記レーザ光のスポット径に対応する幅、及び走査幅に対応する長さの前記エレメント膜を形成することとしてもよい。

また、前記低電圧ヒューズの製造方法は、前記エレメント膜を焼成する焼成ステップを更に有することとしてもよい。
また、前記低電圧ヒューズの製造方法は、前記金属ナノ粒子をガス中蒸発法で製造するステップを更に有することとしてもよい。

本発明の第２の態様においては、基板と、前記基板上に設けられ、互いに電気的に接続している金属をナノ粒子化した複数の金属ナノ粒子を含むエレメントと、を備え、前記エレメントは、隣接する前記金属ナノ粒子の間に位置する空隙を複数有する、低電圧ヒューズを提供する。

また、前記複数の空隙のうちの少なくとも一部の空隙が、前記エレメントが通電されることにより、塞がった状態となることとしてもよい。
また、前記複数の空隙は、前記金属ナノ粒子の平均粒子径よりも大きい幅の空隙を含むこととしてもよい。

また、前記エレメントは、前記基板の主面に膜状に形成されたエレメント膜であり、前記エレメント膜が通電された後の前記エレメント膜の厚さは、通電される前の前記エレメント膜の厚さよりも小さいこととしてもよい。

また、前記エレメントの通電前の前記金属ナノ粒子の抵抗率が、平均粒子径がマイクロメートル以上である前記金属の抵抗率の１．５倍〜５倍であることとしてもよい。
また、前記エレメントの溶断時の前記エレメントの抵抗値が、前記エレメントの通電前の抵抗値の６倍以下であることとしてもよい。

また、前記金属ナノ粒子は、銀ナノ粒子であり、前記基板は、ポリイミド製基板であることとしてもよい。

本発明によれば、低電圧でも確実に溶断する小型・低定格電流のヒューズを提供できるという効果を奏する。

比較例１に係るヒューズ９００の断面模式図である。 ヒューズ９００の平面模式図である。 ヒューズ９００の定格電流Ｉ_ｎと抵抗Ｒとの関係を示す図である。 ヒューズ９００の溶断特性を示す図である。 図４の点Ｄでヒューズ９００が溶断する際の電流波形Ｃ３及び端子間電圧波形Ｃ４を示す。 電源電圧が５（Ｖ）である場合にヒューズ９００を溶断した際の溶断時端子間電圧を示す図である。 比較例１に係るヒューズ９００の溶断時ホット抵抗Ｒ（ｈ）_Ｍを示す図である。 ヒューズ９００の溶断過程におけるホット抵抗比率及びコールド抵抗比率の関係を示す図である。 純銀から成るエレメント線の溶断特性と、三つの金属元素から成るエレメント線の溶断特性を示す図である。 エレメント線を組み込んだヒューズの溶断時端子間電圧特性を示す図である。 エレメント線を組み込んだヒューズの溶断時抵抗比率特性を示す図である。 本発明の一実施形態に係るヒューズ１の断面模式図である。 ヒューズ１の平面模式図である。 通電前のエレメント膜２０の表面の撮影画像である。 ０．００１（sec）の間通電した後のエレメント膜２０の表面の撮影画像である。 ０．０１（sec）の間通電した後のエレメント膜２０の表面の撮影画像である。 通電前のエレメント膜２０の断面の撮影画像である。 ０．０１（sec）の間通電した後のエレメント膜２０の断面の撮影画像である。 比較例２に係るヒューズのエレメント膜の通電前の断面の撮影画像である。 本実施形態に係るヒューズ１及び比較例２に係るヒューズの溶断時電圧特性を示す図である。 本実施形態に係るヒューズ１及び比較例２に係るヒューズの溶断時抵抗比率を示す図である。 比較例２に係るヒューズに溶断点Ｓ（図２１）に至るまで通電する際の、当該ヒューズのホット抵抗比率とコールド抵抗比率の推移を示す図である。 本実施形態に係るヒューズ１の溶断点Ｕ（図２１）に至るまで通電する際の、ヒューズ１のホット抵抗比率とコールド抵抗比率の推移を示す図である。 本実施形態に係るヒューズ１と比較例２に係るヒューズの溶断特性を示す図である。 本実施形態に係るヒューズ１と比較例１に係るヒューズの溶断特性を示す図である。 ヒューズ１の製造工程を示すフローチャートである。 集合基板１００上に形成されたインク膜１１０を示す模式図である。 レーザ照射装置２００の構成の一例を示す模式図である。 エレメント膜形成工程の詳細を示すフローチャートである。 エレメント膜形成後の集合基板１００を示す模式図である。 後工程の詳細を示すフローチャートである。

以下では、下記に示す順序で説明を行う。
１．比較例
１−１．比較例に係るヒューズの構成
１−２．比較例に係るヒューズの抵抗
１−３．比較例に係るヒューズの溶断特性
１−４．比較例に係るヒューズの抵抗特性
１−５．比較例に係るヒューズ膜の成分
１−６．金属材料と、溶断・端子間電圧・溶断時抵抗比率特性との関係
２．本実施形態
２−１．ヒューズの構成
２−２．エレメント膜の内部構造
２−３．蒸着法で形成されたエレメント膜との特性の対比
２−４．ヒューズの製造方法
２−５．変形例

＜１．比較例＞
本発明に係るヒューズについて説明する前に、比較例に係るヒューズについて説明する。以下においては、比較例に係るヒューズの構成について説明した後に、比較例に係るヒューズにおいて発生する諸問題について説明する。

（１−１．比較例に係るヒューズの構成）
図１は、比較例１に係るヒューズ９００の断面模式図である。図２は、ヒューズ９００の平面模式図である。
図１及び図２に示すように、ヒューズ９００は、支持基板９１０と、エレメント膜９２０と、内部端子９３０と、オーバーコート９４０と、外部端子９５０とを有する。ヒューズ９００は、回路に直列に挿入されており、例えば回路に過電流が流入した場合にはエレメント膜９２０が溶断することにより、回路を保護している。

支持基板９１０は、例えばアルミナから成り、エレメント膜９２０及び内部端子９３０を支持する。エレメント膜９２０は、２種類の金属（例えばニッケル及び亜鉛）から成り、支持基板９１０の主面９１２上に形成されている。内部端子９３０は、エレメント膜９２０の長手方向両端側にそれぞれ形成されており、エレメント膜９２０と電気的に接続している。オーバーコート９４０は、無機質材料から成り、エレメント膜９２０を覆っている。外部端子９５０は、内部端子９３０上に、内部端子９３０と電気的に接続するように形成されている。

（１−２．比較例に係るヒューズの抵抗）
比較例１に係るヒューズ９００は、小型で低定格電流のチップヒューズである。このようなチップヒューズの場合には、ヒューズ９００の抵抗Ｒが増大しやすい。

まず、ヒューズ９００の小型化に伴い抵抗Ｒが増大する理由を説明する。
ここでは、ヒューズ９００の長さ（図１のＸ方向）、幅（Ｙ方向）、厚さ（Ｚ方向）が半分の大きさに小型化したのに伴い、エレメント膜９２０の長さ、幅、厚さも半分（１／２）になったものとする。そして、エレメント膜９２０の長さ、幅、厚さを長さｌ、幅ｗ、厚さｈとすると、下記の式（１）から分かるように、エレメント膜９２０の抵抗Ｒ_ｅは、２倍の大きさとなる。
なお、ρ_ｅは、エレメント膜９２０の材質によって決まるエレメント膜９２０の抵抗率である。

一般に、エレメント膜９２０の抵抗Ｒ_ｅは、ヒューズ９００の抵抗Ｒの大部分を占める。このため、ヒューズ９００の小型化に伴いエレメント膜９２０の抵抗Ｒ_ｅが増大すると、ヒューズ９００の抵抗Ｒも増大する。

次に、ヒューズ９００の低定格電流化に伴い抵抗Ｒが増大する理由を説明する。
エレメント膜９２０の材質、支持構造及び長さ等のエレメント膜９２０の溶断に関連する主因子が一定である場合には、エレメント膜９２０が所定の通電時間で溶断するのに必要な電流密度（Ｉ／ａ）も、一定となることが知られている。なお、Ｉは通電電流であり、ａはエレメント膜９２０の断面積である。

ここでは、ヒューズ９００の定格電流が半分になったのに伴い、通電電流Ｉも半分になったものとする。前述したように、エレメント膜９２０の溶断に関連する主因子が一定である場合には、電流密度（Ｉ／ａ）も一定となるので、通電電流Ｉが１／２になれば、断面積ａも１／２となる。この場合、下記の式（２）から分かるように、エレメント膜９２０の抵抗Ｒ_ｅは、２倍の大きさとなる。

式（２）において、ρ_ｅ及び長さｌが一定の場合には、通電断面積ａが１／２になると、Ｒ_ｅは２倍となる。このように、ヒューズ９００の低定格電流化に伴い、ヒューズ９００の抵抗Ｒの大部分を占めるエレメント膜９２０の抵抗Ｒ_ｅが増大することで、ヒューズ９００の抵抗Ｒも増大する。

図３は、ヒューズ９００の定格電流Ｉ_ｎと抵抗Ｒとの関係を示す図である。グラフの横軸は定格電流Ｉ_ｎを示し、縦軸は抵抗Ｒを示す。図３を見ると分かるように、定格電流Ｉ _ｎが小さくなるに従い、抵抗Ｒは大きくなっている。

（１−３．比較例に係るヒューズの溶断特性）
図４は、ヒューズ９００の溶断特性を示す図である。グラフの横軸は通電時間Ｔを示し、縦軸は通電電流Ｉを示す。図４を見ると分かるように、ヒューズ９００の溶断特性は、通電時間Ｔが大きくなるにつれて、通電電流Ｉが小さくなる傾向を示す。

図４の溶断特性曲線Ｃ１は、電源電圧が２４（Ｖ）の回路でヒューズ９００を溶断した場合の溶断特性を示し、溶断特性曲線Ｃ２は、電源電圧が５（Ｖ）の回路でヒューズ９００を溶断した場合の溶断特性を示す。例えば、溶断特性曲線Ｃ１の点Ａは、ヒューズ９００に通電電流Ｉ_Ａを通電時間Ｔ_Ａだけ通電した際に、ヒューズ９００が溶断することを示す。

溶断特性曲線Ｃ２において、通電電流ＩがＩ_Ｄよりも大きい領域（別言すれば、通電時間ＴがＴ_Ｄよりも小さい領域）では、ヒューズ９００の溶断特性を得られていない。すなわち、ヒューズ９００は、電源電圧が５（Ｖ）の回路においては十分な溶断特性を有していないことになる。一方で、溶断特性曲線Ｃ１が示すように、電源電圧が２４（Ｖ）の回路においては、通電電流ＩがＩ_Ｄよりも大きい領域でもヒューズ９００の溶断特性を得られている。

図５は、図４の点Ｄでヒューズ９００が溶断する際の電流波形Ｃ３及び端子間電圧波形Ｃ４を示す。グラフの横軸は通電時間Ｔを示し、縦軸は電流ｉと端子間電圧Ｖを示す。なお、端子間電圧は、外部端子９５０（図１）間の電圧である。
ここでは、図５に示すように、電流ｉが急激に減少し、同時に端子間電圧Ｖが急激に増加する点を、電流波形Ｃ３及び端子間電圧波形Ｃ４上の溶断点とみなしている。具体的には、通電時間Ｔ_Ｄにおける電流波形Ｃ３の点Ｇ及び端子間電圧波形Ｃ４の点Ｈを、それぞれ溶断点とみなしている。また、溶断点に対応する溶断時電流及び溶断時端子間電圧を、それぞれ電流ｉ_Ｍ、端子間電圧Ｖ_Ｍとした場合には、図５において、通電時間Ｔ_Ｄにおける電流ｉ_ＭＤが点Ｄに対応する溶断時電流であり、端子間電圧Ｖ_ＭＤが点Ｄに対応する溶断時端子間電圧である。

なお、ヒューズ９００の溶断特性における通電電流Ｉは、所定の通電時間Ｔで通電する際の電流ｉの平均値である。例えば、点Ｄにおける通電電流Ｉ_Ｄは、下記の式（３）で示される。

前述したように、電源電圧が５（Ｖ）のように低電圧である場合には、ヒューズ９００は十分な溶断特性を得ることができない。この原因を、以下に説明する。
図６は、電源電圧が５（Ｖ）である場合にヒューズ９００を溶断した際の溶断時端子間電圧を示す図である。グラフの横軸は通電時間Ｔを示し、縦軸は溶断時端子間電圧Ｖ_Ｍを示す。図６の点Ｅにおける端子間電圧Ｖ_ＭＥは、通電時間Ｔ_Ｄにおける溶断時端子間電圧である。端子間電圧Ｖ_ＭＥの値は、ここでは約４．８（Ｖ）である。

ところで、点Ｅにおける端子間電圧Ｖ_ＭＥは、図４の点Ｄにおける溶断時端子間電圧でもある。図４に示すように、通電時間Ｔが通電時間Ｔ_Ｄよりも小さい領域（通電電流Ｉが通電電流Ｉ_Ｄよりも大きい領域）において、ヒューズ９００は溶断されない。この原因は、図６に示すように、点Ｅにおける端子間電圧Ｖ_ＭＥが約４．８（Ｖ）であるため、ヒューズ９００以外の回路抵抗を考量すると、電源電圧が５（Ｖ）の場合には、通電電流Ｉ_Ｄよりも大きい電流をヒューズ９００に流すことができないからである。

（１−４．比較例に係るヒューズの抵抗特性）
まず、ヒューズ９００の抵抗特性として、ホット抵抗及びコールド抵抗について説明する。
ヒューズ９００のホット抵抗は、ヒューズ９００に電流ｉが通電されている際の抵抗である。ヒューズ９００の端子間電圧をＶとした場合、ホット抵抗Ｒ（ｈ）は、下記の式（４）で示される。
以下では、溶断の瞬間のホット抵抗を、溶断時ホット抵抗と呼ぶ。
ヒューズ９００のコールド抵抗は、通電をしていない状態における製品抵抗である。特に、一度も通電をしたことがないヒューズ９００のコールド抵抗を通電前コールド抵抗と呼び、少なくとも一度通電した後のヒューズ９００のコールド抵抗を通電後コールド抵抗と呼ぶ。ただし、ここで述べる通電は、ヒューズ９００の抵抗を測定するときのように、ヒューズ９００にダメージを与えないように通電する微小な電流を含まない。微小な電流は、例えば定格電流の１／１０以下の電流（具体的には、数ｍＡ程度の電流）である。

前述したように、溶断点に対応する溶断時電流を及び溶断時端子間電圧を、それぞれ電流ｉ_Ｍ、端子間電圧Ｖ_Ｍとした場合に、ヒューズ９００の溶断時ホット抵抗Ｒ（ｈ）_Ｍは、下記の式（５）のような関係となる。

図７は、電源電圧が５（Ｖ）である場合の比較例１に係るヒューズ９００の溶断時ホット抵抗Ｒ（ｈ）_Ｍを示す図である。グラフの横軸が通電時間Ｔを示し、縦軸が溶断時ホット抵抗Ｒ（ｈ）_Ｍを示す。図を見ると分かるように、溶断時ホット抵抗Ｒ（ｈ）_Ｍは、通電時間Ｔが小さくなるにつれて大きくなっている。例えば、点Ｆにおける溶断時ホット抵抗Ｒ（ｈ）_Ｍは、約３６（Ω）である。

以上の実験結果から、ヒューズ９００は、溶断過程において溶断時ホット抵抗Ｒ（ｈ） _Ｍが増大し、これに伴いヒューズ９００の溶断時端子間電圧Ｖ_Ｍも増大している。このため、例えば電源電圧が５（Ｖ）のような低電圧電源を含む回路では、ヒューズ９００に通電させる電流に制約が生じることになる。

次に、ヒューズ９００の溶断時抵抗比率について説明する。溶断時抵抗比率は、下記のように定義される。
溶断時抵抗比率＝溶断時ホット抵抗／製品抵抗
なお、製品抵抗は、常温時の抵抗である。

ここで、ヒューズ９００の製品抵抗は、約３（Ω）であるものとする。かかる場合に、図７の点Ｆにおける溶断時ホット抵抗Ｒ（ｈ）が約３６（Ω）であるため、ヒューズ９００の溶断時抵抗比率は、約１２に達することになる。

以下では、ヒューズ９００の溶断時抵抗比率が大きくなる原因の実験結果について説明する。ここでは、図４の溶断点Ｊにおいて、ヒューズ９００への通電開始から溶断するまでの間、ホット抵抗比率とコールド抵抗比率がどのように推移するかを実験した。実験では、それぞれ通電開始から溶断までの通電時間Ｔがそれぞれ異なる（例えば、０．０１（sec）、０．１（sec）、１（sec）等）、複数のヒューズを用いた。

ここで、ホット抵抗比率及びコールド抵抗比率は、それぞれ下記のように定義される。
ホット抵抗比率＝ホット抵抗／通電前コールド抵抗
コールド抵抗比率＝通電後コールド抵抗／通電前コールド抵抗
なお、通電前コールド抵抗は、常温時の抵抗である。

図８は、ヒューズ９００の溶断過程におけるホット抵抗比率及びコールド抵抗比率の関係を示す図である。図を見ると分かるように、通電時間Ｔが大きくなると、ホット抵抗比率が大きくなり、点Ｋ（ホット抵抗比率は約１１．８）でヒューズ９００が溶断する。一方で、コールド抵抗比率は、通電開始から約１（sec）間はほとんど変化せず、５（sec）を経過すると急激に大きくなる。例えば、点Ｍにおけるコールド抵抗比率は、約３となる。この間、ホット抵抗比率も、コールド抵抗比率と同様に変化し、点Ｌにおいて急激に大きくなる。

実験結果から、コールド抵抗比率の増大と同期するようにホット抵抗比率が増大することから、次の二点が判明した。一点目として、ヒューズ９００の溶断時ホット抵抗の大幅な増大は、コールド抵抗の大幅な増大が原因である。二点目として、ヒューズ９００のホット抵抗は、通電によるエレメント膜９２０の温度上昇に起因した抵抗増大とは別に、コールド抵抗の増大も含んでいる。

（１−５．比較例に係るヒューズ膜の成分）
本発明者は、コールド抵抗の増大の原因を究明するために、ヒューズ９００のエレメント膜９２０の成分を分析した。
エレメント膜９２０は、前述したようにニッケルと亜鉛の２成分から構成されている。ヒューズ９００の溶断過程におけるエレメント膜９２０を分析したところ、ニッケルと亜鉛が合金化することが判明した。そして、合金の電気抵抗（コールド抵抗）は、ニッケル単体の電気抵抗及び亜鉛単体の電気抵抗よりも高いことが確認された。

このことから、ヒューズ９００のコールド抵抗が増大する原因は、以下のようなメカニズムと推定される。すなわち、通電により生じたエレメント膜９２０の合金化によって、金属の格子欠陥（結晶格子の均一性が低下）が増大する。そして、格子欠陥に起因して自由電子が散乱して、電気抵抗（残留抵抗）が上昇したものと推定できる。
なお、上述した現象は、図４の点Ｊで生じた現象であるが、本発明者は、点Ｊに限らず、例えば図４の点Ｄ近傍でも類似の現象が生じていることを確認した。

（１−６．金属材料と、溶断・端子間電圧・溶断時抵抗比率特性との関係）
本発明者は、ヒューズのエレメントの金属材料に着目し、平均粒子径がμｍ以上の金属材料の溶断特性、端子間電圧特性、及び溶断時抵抗比率特性を実験した。

具体的には、低抵抗金属である純金、純銀、純銅の何れかから成るエレメント線を組み込んだヒューズと、銀、銅及び錫の三つの金属から成り溶断中に合金化するエレメント線を組み込んだヒューズの溶断実験を行った。三つの金属から成るエレメント線は、銀線に銅を被せたクラッド材に錫メッキを施したものであり、通電前の状態では三つの金属はそれぞれ純金属と同様な状態を保っている。なお、溶断実験の前に、各エレメント線をアニール処理しており、加工等に起因した格子欠陥を減らし、いわゆる残留抵抗を極力下げるようにしている。

図９は、純銀から成るエレメント線の溶断特性と、三つの金属元素から成るエレメント線の溶断特性を示す図である。図９を見ると分かるように、純銀エレメント線は、通電時間Ｔが約０．００３（sec）である短時間領域まで溶断する。一方で、銀、銅及び錫の三つの金属元素から成るエレメント線は、通電時間が約０．０２（sec）までしか溶断しない結果となった。

図１０は、エレメント線を組み込んだヒューズの溶断時端子間電圧特性を示す図である。図１０を見ると分かるように、何れのエレメント線も、溶断時端子間電圧Ｖ_Ｍが電源電圧２４Ｖに近い約２２Ｖとなる点で溶断が終点となることが判明した。また、純銀、純金、純銅のいずれかから成るエレメント線に比べて、銀、銅及び錫の三つの金属元素からなるエレメント線は、相対的に通電時間Ｔが長い領域で端子間電圧Ｖ_Ｍが増大する傾向があることが判明した。例えば、三つの金属元素からなるエレメント線の端子間電圧Ｖ_Ｍは、通電時間Ｔが０．０２（sec）でＶ_Ｍが約２２Ｖに達する。一方、低抵抗金属の中でも特に純銀については、通電時間Ｔが約０．００３（sec）と最も短い通電時間において、溶断時端子間電圧Ｖ_Ｍが約２２Ｖに達することが判明した。

図１１は、エレメント線を組み込んだヒューズの溶断時抵抗比率特性を示す図である。なお、ここで説明する溶断時抵抗比率（以下、エレメント線溶断時抵抗比率）は、前述した溶断時抵抗比率とは異なり、以下のように定義される。
エレメント線溶断時抵抗比率＝溶断時ホット抵抗／通電前コールド抵抗

図１１を見ると分かるように、銀、銅及び錫の三つの金属元素からなるエレメント線のエレメント線溶断時抵抗比率は、純銀、純金、純銅のいずれかから成るエレメント線に比べて大きい。なお、純銀のエレメント線のエレメント線溶断時抵抗比率が、もっとも小さい。図１１の各材料のエレメント線溶断時抵抗比率の大小関係は、図１０の溶断時端子間電圧の大小関係と似た関係となっている。

上記の結果から、銀、銅及び錫の三つの金属元素から成るエレメント線に通電し溶断する過程において、三つの金属が合金化し、電気抵抗（コールド抵抗）が増大する。これに伴い、エレメント線の溶断時ホット抵抗も増大することで、エレメント線溶断時抵抗比率も増大することが判明した。

一般に、主成分の金属に対して他の金属が加えられた場合には、他の金属が自由電子を散乱させるように作用するため、（温度上昇に起因する結晶格子の振動による散乱に加えて）合金化により新たに発生した散乱の効果が生じて、電気抵抗が増大することが知られている。また、Ｓｉなどが不純物として含有される場合においても、電気抵抗が増大することが知られている。本発明者は、主成分の金属（例えば、銅や銀）に他の金属を加えた合金をヒューズ線の材料として応用した実験においても、主成分のみから成る純金属のエレメント線に比べて、溶断時ホット抵抗及びエレメント線溶断時抵抗比率が増大することを確認した。

なお、上述した溶断時ホット抵抗は、溶断過程における溶断時のヒューズ線の電気抵抗である。具体的には、溶断時ホット抵抗は、通電による温度上昇に起因した電気抵抗と、金属の格子欠陥等に起因し温度には依存しない残留抵抗とを含んでいる。

本発明者は、純銀のエレメント線においては、溶断過程において、コールド抵抗が大きく増大することはないことを確認した。
以上の検討結果から、溶断時端子間電圧Ｖ_Ｍの増大を抑え、かつ低電圧で溶断可能なヒューズを実現する上で、エレメントを構成する金属は、不純物の少ない純金属が好ましく、純銀がより好適であることが判明した。また、エレメントを複数種の金属から構成する場合、溶断過程において合金化させないことが重要であることが判明した。

＜２．本実施形態＞
（２−１．ヒューズの構成）
図１２及び図１３を参照しながら、本発明の一実施形態に係るヒューズ１の構成について説明する。図１２は、一実施形態に係るヒューズ１の断面模式図である。図１３は、ヒューズ１の平面模式図である。

ヒューズ１は、小型で低定格電流のチップヒューズである。ヒューズ１は、電子機器の回路に直列になるように挿入され、回路基板等に表面実装されており、回路に異常な電流が流れた際に溶断する。ヒューズ１の長手方向の長さＬ１は約１．６（mm）であり、幅方向の長さＬ２は約０．８（mm）であり、厚さＬ３は約０．４（mm）である。

ヒューズ１は、図１２、図１３に示す様に、支持基板１０とエレメント膜２０と、内部端子３１、３２と、オーバーコート４０と、外部端子５１、５２とを有する。ヒューズ１は、外部端子５１、５２を介して回路基板と電気的に接続されており、回路基板から外部端子５１、５２を介してエレメント膜２０へ電流が供給される。

支持基板１０は、エレメント膜２０や内部端子３１、３２を支持する基板である。支持基板１０は、例えば有機化合物からなる基板であり、ここでは非熱可塑性ポリイミド樹脂基板である。支持基板１０の厚さは、約２５０（μm）である。

エレメント膜２０は、膜状に形成されており、支持基板１０の主面１２上に接合されている。エレメント膜２０は、金属をナノ粒子化した複数の金属ナノ粒子を含む。本実施形態の金属ナノ粒子としては、例えば銀をナノ粒子化した銀ナノ粒子が用いられる。また、エレメント膜２０は、詳細は後述するが、隣接する金属ナノ粒子の間に位置する空隙を複数有する。

エレメント膜２０の幅ｗは約１０（μm）であり、エレメント膜２０の厚さｔは約０．２５（μm）である。エレメント膜２０は、詳細は後述するが、金属ナノ粒子を含有するインク膜にレーザ光を照射することで、主面１２上に形成されている。

通電前のエレメント膜２０の抵抗率ρ_ｅｏは、約３．５（μΩcm）であり、純銀の約２．２倍の抵抗率である。なお、エレメント膜２０の抵抗率ρ_ｅｏは、下記の式（６）、（７）から算出される。

上記の式において、ρ_ｅｏは通電前の常温におけるエレメント膜２０の抵抗率を示し、ａ_ｏは通電前の常温におけるエレメント膜２０の通電断面積を示し、ｔ_ｏは通電前の常温におけるエレメント膜２０の厚さを示し、ｗ_ｏは通電前の常温におけるエレメント膜２０の幅を示し、ｌ_ｏは通電前の常温におけるエレメント膜２０の長さを示す。エレメント膜２０の抵抗Ｒ_ｅｏは、内部端子３１、３２間の電気抵抗を公知の四端子法で測定したものである。

なお、上記では、通電前のエレメント膜２０の抵抗率ρ_ｅｏの大きさは、純銀の約２．２倍の抵抗率であることとしたが、これに限定されない。例えば、通電前のエレメント膜２０の抵抗率ρ_ｅｏは、平均粒子径がマイクロメートル（μm）以上の金属である純銀の抵抗率の１．５倍〜５倍であってもよい。

通電前のエレメント膜２０の抵抗率が、平均粒子径がマイクロメートル（μm）以上の一般の純金属（銀等）の１．５倍よりも小さくなると、金属ナノ粒子から構成されるエレメント膜２０に散在可能な空隙の数が制約を受ける。かかる場合には、溶断過程において空隙を塞いで空隙を減らすことができなかったり、金属ナノ粒子が十分に大きくならなかったりして、溶断時ホット抵抗を十分に低下させることができない。一方で、通電前のエレメント膜２０の抵抗率が、一般の純金属の５倍よりも大きくなると、ヒューズ１の抵抗そのものが大きくなり、好ましくない問題が発生しうる。このため、通電前のエレメント膜２０の抵抗率ρ_ｅｏは、平均粒子径がマイクロメートル以上の金属（銀等）の抵抗率の１．５倍〜５倍であることが望ましい。

内部端子３１、３２は、一部分がエレメント膜２０の上に被さるようにして支持基板１０の主面１２に接合されている。図１３に示す様に、内部端子３１は、エレメント膜２０の長手方向一端側と接続する接続端子であり、内部端子３２は、エレメント膜２０の長手方向他端側と接続する接続端子である。

オーバーコート４０は、エレメント膜２０の長手方向の中央側を覆う被覆部である。オーバーコート４０は、内部端子３１及び内部端子３２の一部分も覆うように設けられている。オーバーコート４０は、例えばエポキシ樹脂を含む有機化合物からなる。

外部端子５１は、エレメント膜２０の長手方向一端側にて、内部端子３１と電気的に接続している。外部端子５２は、エレメント膜２０の長手方向他端側にて、内部端子３２と電気的に接続している。

上記では、支持基板１０が有機化合物から成る基板であることとしたが、これに限定されない。例えば、支持基板１０は、有機化合物と無機化合物を組み合わせた基板であってもよい。また、支持基板１０は、無機化合物から成る基板であってもよい。

（２−２．エレメント膜の内部構造）
前述したように、エレメント膜２０は、隣接する金属ナノ粒子の間に位置する空隙（ボイド）を複数有する。以下では、図１４〜図１８を参照しながら、当該空隙の詳細について説明する。

図１４は、通電前のエレメント膜２０の表面の撮影画像である。図１５は、０．００１（sec）の間通電した後のエレメント膜２０の表面の撮影画像である。図１６は、０．０１（sec）の間通電した後のエレメント膜２０の表面の撮影画像である。図１７は、通電前のエレメント膜２０の断面の撮影画像である。図１８は、０．０１（sec）の間通電した後のエレメント膜２０の断面の撮影画像である。

図１４〜図１８の撮影画像は、公知の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察された画像であり、エレメント膜２０の長手方向の中央部近傍を観察したものである。また、図１４〜図１６の撮影画像は、それぞれ倍率６００００倍で撮影され、図１７及び図１８の撮影画像は、それぞれ倍率１０００００倍で撮影されている。

通電前のエレメント膜２０では、図１４に示すように、エレメント膜２０を構成する銀ナノ粒子間に空隙２５が点在していることが観察された。銀ナノ粒子の平均粒子径は、約５２（nm）であった。また、空隙２５として、複数（図１７に示す撮影画像では１２個）が観察された。複数の空隙２５には、銀ナノ粒子の平均粒子径よりも大きい幅の空隙を含まれている。

エレメント膜２０を通電すると、銀ナノ粒子が通電前よりも大きくなる。具体的には、エレメント膜２０を０．００１（sec）の間通電した場合には、銀ナノ粒子が図１５に示すように大きくなり、銀ナノ粒子の平均粒子径は約１２９（nm）となった。また、エレメント膜を０．０１（sec）の間通電した場合には、銀ナノ粒子が図１６に示すように更に大きくなり、銀ナノ粒子の平均粒子径は約２５４（nm）となった。すなわち、銀ナノ粒子は、通電前の平均粒子径の約５倍の大きさになっている。

また、エレメント膜２０を０．０１（sec）の間通電した場合には、図１８に示すように、銀ナノ粒子間の空隙２５が減少している。前述したように図１７では１２個の空隙２５が観察されたが、図１８では３個の空隙２５が観察された。すなわち、複数の空隙２５のうちの少なくとも一部の空隙２５が、エレメント膜２０が通電されることにより、塞がった状態となる。なお、空隙２５の数は、エレメント膜２０の通電時間に比例して減少する傾向を示す。このように空隙２５が減少することで、エレメント膜２０の有効通電断面積が増大することになる。

また、エレメント膜２０が通電された後のエレメント膜２０の厚さは、通電される前のエレメント膜の厚さよりも小さい。具体的には、通電前のエレメント膜２０の厚さは約０．２５（μm）であるが、０．０１（sec）の間通電した後のエレメント膜２０の厚さは約０．２２（μm）であった。なお、通電前後でエレメント膜２０の幅の大きさの変化は、認められなかった。

図１９は、比較例２に係るヒューズのエレメント膜の通電前の断面の撮影画像である。撮影画像は、図１７と同様に、倍率１０００００倍で撮影されたＳＥＭ撮影画像である。比較例２に係るヒューズは、本実施形態のエレメント膜２０とは異なり、銀を公知の蒸着法で形成したエレメント膜を有する。図１９を見ると分かるように、比較例２のエレメント膜は、ほぼ一様な断面を成しており、空隙を有しない。そして、比較例２に係るエレメント膜では、通電した際にエレメント膜２０で発生しているような金属ナノ粒子及び空隙の変化は見られない。また、比較例２のエレメント膜においては、通電してもエレメント膜の厚さの変化も発生していない。

（２−３．蒸着法で形成されたエレメント膜との特性の対比）
次に、電源電圧が５（Ｖ）である回路において本実施形態に係るヒューズ１と比較例２に係るヒューズを溶断した際の特性について、図２０〜図２３を参照しながら説明する。

比較例２に係るヒューズは、ヒューズ１と同じ大きさであり、エレメント膜の長さ、幅、厚さも、ヒューズ１のエレメント膜２０と同じ大きさである。なお、比較例２に係るエレメント膜の抵抗率ρは、約２．５（μΩcm）であり、本実施形態に係るエレメント膜の抵抗率ρよりも小さい。

図２０は、本実施形態に係るヒューズ１及び比較例２に係るヒューズの溶断時電圧特性を示す図である。両方のヒューズの同じ溶断時端子間電圧となる点（ここでは、ヒューズ１の点Ｎと、比較例２のヒューズの点Ｏ）における通電時間Ｔを比較すると、点Ｎの通電時間が点Ｏの通電時間よりも小さい。このため、ヒューズ１の方が、短い通電時間の領域まで溶断可能である。

図２１は、本実施形態に係るヒューズ１及び比較例２に係るヒューズの溶断時抵抗比率を示す図である。図２１を見ると分かるように、本実施形態に係るヒューズ１の溶断時抵抗比率は、比較例２に係るヒューズの溶断時抵抗比率よりも小さい。具体的には、ヒューズ１の溶断時抵抗比率は、比較例２に係るヒューズの溶断時抵抗比率の１／２〜１／３の大きさである。なお、溶断時抵抗比率が高いヒューズは、溶断時ホット抵抗が高く、低電圧ヒューズとして不向きであるため、ヒューズ１の溶断時抵抗比率は、６以下となっている。すなわち、溶断時のエレメント膜２０の抵抗値が、通電前のエレメント膜２０の抵抗値の６倍以下となっている。

図２２は、比較例２に係るヒューズに溶断点Ｓ（図２１）に至るまで通電する際の、当該ヒューズのホット抵抗比率とコールド抵抗比率の推移を示す図である。図２２を見ると分かるように、通電時間Ｔが大きくなると、ホット抵抗比率も増大し、ヒューズは点Ｘで溶断する。一方で、コールド抵抗比率は、通電開始から溶断点までほとんど変化しない。コールド抵抗比率がほとんど変化しないため、通電によるホット抵抗の増大は、エレメント膜の温度上昇に起因しており、エレメント膜の残留抵抗はほとんど変化がないものと推定できる。

図２３は、本実施形態に係るヒューズ１の溶断点Ｕ（図２１）に至るまで通電する際の、ヒューズ１のホット抵抗比率とコールド抵抗比率の推移を示す図である。図２３を見ると分かるように、通電時間Ｔが大きくなると、ホット抵抗比率は緩やかに増大し、点Ｙで溶断する。なお、点Ｙにおけるホット抵抗値は、図２２の点Ｘにおけるホット抵抗値の約１／３である。一方で、コールド抵抗比率は、通電開始から緩やかに減少し、溶断間近の点Ｙにおけるコールド抵抗比率は、通電開始時の２／３程度になっている。

上述した本実施形態に係るヒューズ１と比較例２に係るヒューズとの対比結果をまとめると、下記の表１及び表２のようになる。表１が、比較例２に係るヒューズについてまとめたものであり、表２が、本実施形態に係るヒューズ１についてまとめたものである。

表１から、比較例２に係るヒューズにおいては、通電することによりエレメント膜が発熱しても、エレメント膜の有効通電断面積ａ_ｅｆが増大することはなく、コールド抵抗比率の変化も微小である。すなわち、コールド抵抗はほぼ一定である。表１によれば、通電時間が０．０１（sec）おけるコールド抵抗比率が０．９６とやや低下しているが、これは蒸着銀薄膜に内在する応力が通電によって解放されたものと推測される。

一方で、表２から、本実施形態に係るヒューズ１においては、通電することによりエレメント膜２０が発熱し、エレメント膜２０を構成する銀ナノ粒子が成長し、粒子サイズを大きくしながら、銀ナノ粒子間に存在した空隙を埋める又はエレメント膜２０の外部へ排除するという現象が生じていると推定される。この推定によれば、通電に伴って、エレメント膜２０の有効通電断面積ａ_ｅｆが増大し、（エレメント膜２０の有効通電断面積ａ_{ｅ ｆ}が一定の場合に比べ）コールド抵抗比率の上昇が抑制されると考えられる。すなわち、コールド抵抗の上昇が抑制される。

また、ヒューズ１のエレメント膜２０の抵抗Ｒ_ｅは、エレメント膜２０の長さをＬ、エレメント膜２０の有効通電断面積をａ_ｅｆ、銀ナノ粒子の抵抗率をρ_Ａｇｎとすれば、下記の式（８）のようになる。

式（８）によれば、銀ナノ粒子から構成されるエレメント膜に通電することにより、エレメント膜が温度上昇し、温度上昇により抵抗率ρ_Ａｇｎが増大する。一方で、前述したように、エレメント膜２０の有効通電断面積ａ_ｅｆが増大するので、温度上昇によるエレメント膜２０の抵抗Ｒ_ｅの上昇を抑制することができる。したがって、銀ナノ粒子から構成されるエレメント膜２０のホット抵抗比率の上昇を抑制し、その結果、ホット抵抗の上昇を抑制することができる。

図２４は、本実施形態に係るヒューズ１と比較例２に係るヒューズの溶断特性を示す図である。図２４を見ると分かるように、本実施形態に係るヒューズ１は、比較例２に係るヒューズに比べて、電源電圧が５（Ｖ）という低電圧でも広範囲の通電時間Ｔにおいて溶断する特性を示す。特に、ヒューズ１は、通電時間Ｔが短い領域でも十分に溶断可能である。

図２５は、本実施形態に係るヒューズ１と比較例１に係るヒューズ９００（図１）の溶断特性を示す図２５である。図を見ると分かるように、本実施形態に係るヒューズ１は、比較例１に係るヒューズ９００に比べて、より広範囲の通電時間Ｔにおいて溶断する特性を示す。特に、ヒューズ１は、通電時間Ｔが短い領域でも十分に溶断可能である。

（２−４．ヒューズの製造方法）
図２６を参照しながら、ヒューズ１の製造方法の一例について説明する。
図２６は、ヒューズ１の製造工程を示すフローチャートである。ヒューズ１の製造工程は、図２６に示すように、液膜形成工程、乾燥工程、エレメント膜形成工程、洗浄工程、焼成工程、後工程、検査工程を含む。以下では、工程毎に説明する。

（液膜形成工程：Ｓ１０２）
液膜形成工程では、集合基板１００の主面である表面１０２（図２７参照）上に、金属をナノ粒子化した金属ナノ粒子が溶媒中に分散した分散液の液膜であるインク膜１１０を形成する。具体的には、不図示のスピンコータを使用して、金属ナノ粒子を含むインクを集合基板１００の表面１０２全体に所定の厚さだけ形成する。

金属ナノ粒子としては、例えば銀ナノ粒子が用いられる。銀ナノ粒子は、ここではガス中蒸発法で製造される。一般に、高純度の不活性ガス中の凝縮現象を活用するガス中蒸発法によって製作される銀ナノ粒子は、粒子の純度が高い。本実施形態の銀ナノ粒子の銀純度は、９９．９９（w%）以上である。また、銀ナノ粒子の平均粒子径は、５〜３０（nm）であり、ここでは約１５（nm）である。インク（銀ナノインク）中の銀ナノ粒子の含有量は、例えば約５０（wt%）である。なお、銀ナノ粒子の含有量は、上記に限定されず、例えば２０〜６０（wt%）であってもよい。

分散液中の溶媒は、例えば炭化水素の一種であるテトラデカンである。テトラデカンは低沸点の溶媒であるが、分散液は、高沸点の他の溶媒を含みうる。また、分散液は、金属ナノ粒子を溶媒に分散させるための分散剤を含んでおり、分散剤は、例えば脂肪族アミンなどの有機物質からなる。

図２７は、集合基板１００上に形成されたインク膜１１０を示す模式図である。本実施形態では、ヒューズ１を大量に生産できるように、複数のヒューズ１の支持基板１０に相当する集合基板１００上に、インク膜１１０が複数形成されている。ここで、集合基板１００は、有機化合物（具体的には、非熱可塑性ポリイミド）から成る。集合基板１００の厚さは約２５０（μm）であり、表面粗さＲａは約０．０５（μm）である。

（乾燥工程：Ｓ１０４）
乾燥工程では、集合基板１００上のインク膜１１０を乾燥させる。具体的には、送風加熱炉を使用して、インク膜１１０を例えば約７０（℃）の温度で約１時間以下の乾燥を行う。これにより、インク膜１１０中の低沸点の溶媒（例えば、テトラデカンの一部）が蒸発して、集合基板１００上に厚さが一様な乾燥したインク膜１１０が形成される。

（エレメント膜形成工程：Ｓ１０６）
エレメント膜形成工程においては、集合基板１００上のインク膜１１０にレーザ照射装置によってレーザ光をインク膜１１０に照射することで、膜状のエレメント膜を形成する。以下では、エレメント膜形成工程を説明する前に、レーザ照射装置の構成について説明する。

（レーザ照射装置２００の構成）
図２８は、レーザ照射装置２００の構成の一例を示す模式図である。レーザ照射装置２００は、制御部２１０と、レーザ出力部２２０と、光学部２３０と、可動テーブル２４０と、テーブル駆動装置２４５と、検出部２５０とを有する。

制御部２１０は、レーザ照射装置２００の動作全体を制御する。例えば、制御部２１０は、エレメント膜の形状及び位置に関するＣＡＤ情報をパーソナルコンピュータから受け取ると、可動テーブル２４０の移動とレーザ光の照射とを制御して、集合基板１００上のインク膜に相対的な走査速度でレーザ光を照射する。また、制御部２１０は、レーザ光の走査速度や照射強度を調整する。

レーザ出力部２２０は、電源２２２と、レーザ発振器２２４とを含む。レーザ発振器２２４は、電源２２２からの出力に応じて、レーザ光を連続発振する。ここで、レーザ光のスポット径φ（Ｌ）は、例えば１０（μm）である。また、レーザ光は、例えば波長が１０６４（nm）で平均照射強度が３．０×１０^４〜５．０×１０^５（W／cm²）のＮｄ−ＹＡＧレーザ光である。

光学部２３０は、ミラー２３２と、光学フィルター２３４と、レンズ２３６と、を含む。ミラー２３２は、レーザ光の照射方向を調整する。光学フィルター２３４は、レーザ光の光量を減衰させる機能を有する。光学フィルター２３４は、例えばＮＤ（Neutral Density）フィルターである。レンズ２３６は、光学フィルター２３４で減衰されたレーザ光を集光する。

上記の光学フィルター２３４を用いることで、レーザ光の照射条件（例えば、照射強度）の選択範囲が広がる。例えば、平均照射強度を３．０×１０^４〜５．０×１０^５（W／cm²）に制御する場合において、電源２２２の出力を所定の値以下とするとレーザ光の発振が不安定となる場合があり、インク膜の焼成に支障をきたす。かかる問題に対して、レーザ光の光量の減衰が有効であるため、光学フィルター２３４を用いている。また、光学フィルター２３４は、着脱自在に装着されている。これにより、特性が異なる光学フィルターの中から適切な光学フィルター２３４を選択して装着できる。

可動テーブル２４０は、Ｘ−Ｙ方向に移動可能である。可動テーブル２４０は、基板吸着部を有し、集合基板１００を吸着保持する。テーブル駆動装置２４５は、可動テーブル２４０をＸ方向及びＹ方向にそれぞれ独立に移動させる。
検出部２５０は、例えばＣＣＤカメラであり、集合基板１００の位置や集合基板１００上のレーザ光の照射状態を検出する。

以上、レーザ照射装置２００の構成を説明した。次に、レーザ照射装置２００を用いたエレメント膜形成工程（Ｓ１０６）の詳細について、図２９及び図３０を参照しながら説明する。

図２９は、エレメント膜形成工程（Ｓ１０６）の詳細を示すフローチャートである。図３０は、エレメント膜形成後の集合基板１００を示す模式図である。なお、図３０には、エレメント膜形成後の一つのヒューズに対応するエレメント膜を含むサブ組立体１１８が、模式的に示されている。

エレメント膜形成工程において、まず、表面１０２にインク膜１１０が形成された集合基板１００を、可動テーブル２４０に吸着固定する（ステップＳ１３２）。次に、集合基板１００上のインク膜１１０の隅にレーザ光を照射して、図３０に示すようなアライメントマーク１１５ａ、１１５ｂ、１１５ｃを形成する（ステップＳ１３４）。形成されたアライメントマーク１１５ａ〜１１５ｃの形状は、例えば略十字状である。ここで、アライメントマーク１１５ａ〜１１５ｃとは、複数のエレメント膜を集合基板１００に形成する形成位置を調整するための位置調整マークである。

次に、検出部２５０により３つのアライメントマーク１１５ａ〜１１５ｃを読み取り、読み取ったアライメントマークの位置を基準として集合基板１００のＸ方向とＹ方向を決め、同時に原点も決定する（ステップＳ１３６）。ここでは、アライメントマーク１１５ａを原点とする。

（インク膜１１０の加熱工程：Ｓ１３８）
次に、乾燥したインク膜１１０の表面にレーザ光を照射して、インク膜１１０を加熱する（ステップＳ１３８）。この際、レーザ光を照射する部分は、アライメントマーク１１５ａの位置（原点）に基づいて特定される。すなわち、制御部２１０は、エレメント膜の形状と、アライメントマーク１１５ａの位置を基準としたエレメント膜の位置とに関するＣＡＤ情報をパーソナルコンピュータから受け取って、可動テーブル２４０の移動及びレーザ光の照射の制御を行う。例えば、制御部２１０は、約３〜９０（mm/sec）の走査速度で、インク膜１１０の表面に対してほぼ垂直にレーザ光を照射させる。

本実施形態では、インク膜１１０中の高沸点の溶媒及び分散剤を気化させるように、インク膜１１０を加熱する。具体的には、レーザ光が照射されるインク膜１１０は、主に沸点の高い溶媒と分散剤と銀ナノ粒子とで構成されている。ここで、銀ナノ粒子は、平均粒子径が約１５（nm）であり、波長が１０６４（nm）のレーザ光を吸収する吸収特性を有するため、レーザ光を吸光（プラズモン吸光）して瞬間的に発熱する。これにより、銀ナノ粒子が、瞬間的に温度上昇して、例えば５００℃に達すると、高沸点の溶媒及び分散剤（一部）が気化する。例えば、溶媒及び分散剤は、蒸発又はガス化（酸化）する。そして、分散剤が気化することで、分散剤と銀ナノ粒子の間の結合も解放される。

分散剤との結合が解放された銀ナノ粒子は、むきだしの状態となり、銀ナノ粒子の表面の活性が高まる。そして、銀ナノ粒子が溶融するとともに、一部の銀ナノ粒子同士が焼結して銀粒子となる。

通常、金属ナノ粒子は、平均粒子径がマイクロメートル以上の金属に比べ、融点降下が生じることが知られている。本実施形態に係る銀ナノ粒子は、平均粒子径が約１５ｎｍであるため、銀の融点約９６１℃に比べ十分に低い温度（例えば５００℃以下の温度）において溶融し、銀ナノ粒子同士が焼結する。そこで、本実施形態では、平均粒子径がマイクロメートル以上の銀の溶融温度よりも低い温度でインク膜１１０を加熱する。焼結後のエレメント膜においては、隣接する銀粒子間と銀ナノ粒子間に空隙（図１４の空隙２５）が点在する。

本実施形態では、レーザ光をインク膜１１０に対して１度だけ照射して、インク膜１１０を加熱焼結する。このため、レーザ光の照射強度は大きい方が望ましいが、照射強度が過度に大きい場合には、表面１０２上のインク膜１１０にレーザ光を照射した際にインク膜１１０が吹き飛んでしまい（所謂アブレーション）、エレメント膜を適切に形成できないなどの問題が生じる恐れがある。

一方で、レーザ光の照射強度を低く設定して複数回照射した場合には、下記のような不具合が生じる。
すなわち、インク膜１１０中の銀ナノ粒子の吸光反応は、インク膜１１０の表層で生じる。このため、１回目のレーザ光の照射により、インク膜１１０の表層において吸光発熱反応が生じて、表層の分散剤の炭化や硬化、及び銀ナノ粒子の焼結が生じる。その後、２回目の照射を行った場合には、炭化又は硬化した分散剤等が障害となって、インク膜１１０の表層下部に存在する未焼結の銀ナノ粒子へレーザ光が十分に届かない。又は、インク膜１１０の表層下部に存在する未焼結の銀ナノ粒子が発生するガス等が、表層に阻まれて十分に大気中へ排出されない。このため、インク膜１１０の表層から集合基板１００の表面１０２にわたって、十分に焼結させることができない。そして、インク膜１１０の表層から集合基板１００の表面１０２にわたって十分に焼結させることができない場合には、抵抗率等の物性値を管理することが困難となったり、焼結後のエレメント膜の内部に点在する、銀粒子間と銀ナノ粒子間に空隙の分布が、不均一となったりする。
また、焼結後のエレメント膜の深部（例えば、集合基板１００の表面１０２と接する部位の近傍）において、インク膜１１０に含まれる有機物が蒸発せずに残っている場合には、当該部位における空隙が少なくなる。かかる場合には、ヒューズに通電した際に、エレメント膜における焼結の進展が阻害されて、本実施形態に係るエレメント膜の効果が十分に発揮できないという問題がある。

上述したレーザ光の照射強度に関する検討結果から、前述したように、レーザ光を、波長が１０６４（nm）で平均照射強度が３．０×１０^４〜５．０×１０^５（W／cm²）のＮｄ−ＹＡＧレーザ光としている。ただし、これに限定されず、レーザ光を、波長が５３２（nm）で平均照射強度が２．０×１０^３〜７．０×１０^４（W／cm²）のＮｄ−ＹＡＧレーザ光としてもよい。波長が５３２（nm）の高調波であるレーザ光は、波長が１０６４（nm）のレーザ光よりも銀ナノインクの吸収率が高いので、波長が５３２（nm）のレーザ光の平均照射強度の大きさを低くしている。

アブレーションを避け、インク膜１１０の表面から内部まで焼結し、焼結した銀粒子間と銀ナノ粒子間に空隙を形成するためには、レーザ光の照射強度に加えて、レーザ光の走査速度を制御する必要がある。例えば、レーザ光の走査速度が９０（mm／s）を超えると、インク膜１１０の深部を十分に焼結することができなかった。このため、本実施形態では、レーザ光の走査速度を３〜９０（mm／s）としている。なお、レーザ光の照射強度及び走査速度の設定については、特にインク膜１１０の厚さやレーザ光のスポット径も考慮することが望ましい。

ここで、熱力学の知見を本実施形態に適用して説明する。インク膜１１０の表面にレーザ光を照射して表面を加熱する系において、インク膜１１０の厚さ方向の平均的な熱の及び距離Ｌ（Ｌ）は、下記の式（９）となる。
なお、κ_ｉはインク膜１１０の厚さ方向の平均的な熱拡散率であり、τは代表的なレーザ光の照射時間であり、α、βはα＞０、β＞０なる所定数であり、Ｋ_１は比例定数である。

また、照射するレーザ光のスポット径をφ（Ｌ）とし、レーザ光の相対的な走査速度をＶ（Ｌ）とすれば、レーザ光を連続発振モードでインク膜１１０を照射する本実施形態に係る代表的なレーザ光の照射時間τは、下記の式（１０）となる。
なお、Ｋ_２はレーザ光の形状等に関する補正係数である。

式（１０）を式（９）に代入すると、下記の式（１１）となる。

式（１１）によれば、熱の及ぶ距離Ｌ（Ｌ）は、κ_ｉ、φ（Ｌ）、Ｖ（Ｌ）の各因子によって決まり、各因子の値には組み合わせが存在することを意味する。すなわち、熱拡散率κ_ｉ及びスポット径φ（Ｌ）を固定値にした場合、距離Ｌ（Ｌ）は走査速度Ｖ（Ｌ）によって決まると考えられる。本実施形態においては、距離Ｌ（Ｌ）がインク膜１１０の表面から集合基板１００の表面１０２までの距離（インク膜１１０を加熱する厚さ）を代表するものと考えると、インク膜１１０の厚さと平均的な熱拡散率κ_ｉとを固定値にした場合には、走査速度Ｖ（Ｌ）は、スポット径φ（Ｌ）に応じて選定する必要があると考えられる。また、スポット径φ（Ｌ）と走査速度Ｖ（Ｌ）とを変化させて、インク膜１１０の厚さｔ（Ｌ）によってインク膜の深部、すなわち表面１０２と接する部位の焼結する状態の変化を観察した結果、距離Ｌ（Ｌ）は厚さｔ（Ｌ）と強い相関があることが判明した。すなわち、インク膜１１０の厚さ方向の平均的な熱の及ぶ距離Ｌ（Ｌ）は、厚さｔ（Ｌ）を代表しているものと考えられる。

なお、インク膜１１０の厚さが約３．０（μｍ）より大きい場合には、レーザ光の走査速度を極めて低くして加熱する必要が生じるので、実用的でない。一方、厚さが約０．１（μｍ）より小さい場合には、レーザ光の走査速度を大きくしても、インク膜を安定して焼結することができない。

また、本実施形態では、レーザ光をインク膜１１０に対して一回走査させることで、レーザ光のスポット径に対応する幅の直線状のエレメント膜が形成される。また、レーザ光の走査幅に対応する長さのエレメント膜が形成される。これにより、エレメント膜を短時間で大量に形成することが可能となる。

レーザ光の照射後のインク膜１１０の厚さ（第２厚さ）は、レーザ光の照射前のインク膜１１０の厚さ（第１厚さ）よりも小さくなる。第１厚さと第２厚さの対応関係については、予め実験等で解析されているため、前述したステップＳ１０２のインク膜１１０の形成工程において、第１厚さと第２厚さの対応関係に基づいて、第１厚さを調整してインク膜１１０が形成される。これにより、エレメント膜を所望の厚さに適切に管理できる。

また、本実施形態では、制御部２１０は、インク膜１１０の厚さに応じて、レーザ光の照射速度及び照射強度の少なくとも一方を調整して、インク膜１１０のレーザ光を照射してもよい。これにより、インク膜１１０の厚さの設定値が変わった場合においても、所望の厚さのエレメント膜を形成できる。

また、本実施形態では、前述したようにレーザ発振器２２４から発振されたレーザ光を減衰用の光学フィルター２３４で減衰し、減衰されたレーザ光をインク膜１１０に照射する。レーザ光の発振は、電源２２２の出力を所定値よりも小さくすると、不安定になりやすい。そこで、電源２２２の出力を必要以上に小さくする代わりに、光学フィルター２３４によって光量を減衰させることで、所望の照射強度を確保することが可能となる。これにより、レーザ光の発振が不安定になることを抑制できるので、照射後のインク膜１１０（エレメント膜）を集合基板１００に適切に形成することができる。

（洗浄工程Ｓ１０８）
図２６に戻り、洗浄工程においては、インク膜１１０のレーザ光を照射していないインクを洗い流し、乾燥させる。なお、洗浄方法としては、例えばイソプロピルアルコール溶液による超音波洗浄が用いられる。

（焼成工程Ｓ１１０）
焼成工程においては、例えば送付炉を使用して、エレメント膜が形成された集合基板１００を約２５０℃で１時間焼成する。

特に、レーザ光のスポット形状が円形である場合には、レーザ光の走査領域のうちの両端部において金属ナノ粒子の焼結が不十分となり、当該両端部の抵抗率が高くなりやすい。これに対して、焼成を行うことで、抵抗率のバラツキが低減し、前記両端部において金属ナノ粒子の焼結が十分に行われることが判明した。本実施形態では、焼成後のエレメント膜の抵抗率ρ_eは、３．５（μΩｃｍ）であった。

（後工程Ｓ１１２）
後工程においては、主に内部端子、オーバーコート及び外部端子の形成を行う。以下では、図３１を参照しながら、後工程の詳細について説明する。

図３１は、後工程の詳細を示すフローチャートである。
まず、サブ組立体１１８上に、エレメント膜の長手方向の両端側と接続する内部端子を形成する（ステップＳ１５０）。内部端子は、例えばエレメント膜と同様に、インク膜１１０にレーザ光を照射して、形成される。内部端子の形成後に、内部端子間の電気抵抗Ｒ _ｅを測定してもよい。測定した電気抵抗Ｒ_ｅを用いることで、前述したようにエレメント膜の抵抗率ρ_eを求めることができる。

次に、サブ組立体１１８上に、オーバーコートを形成する（ステップＳ１５２）。オーバーコートは、前述した原点（アライメントマーク１１５ａの位置）を基準に集合基板１００上の各サブ組立体１１８の位置を割り出して、形成される。オーバーコートは、主にシリコーン樹脂からなる。オーバーコートは、例えばスクリーン印刷を用いて形成される。具体的には、印刷後に樹脂を所定温度で加熱硬化することで、オーバーコートが形成される。

次に、オーバーコートが形成されたサブ組立体１１８を、集合基板１００から切り出す（ステップＳ１５４）。次に、サブ組立体１１８の長手方向両端部に、内部端子と接続する外部端子を形成する（ステップＳ１５６）。外部端子は、主に銀で構成されている。外部端子は、銀粒子を有機溶媒に分散させた銀ペーストをスクリーン印刷技術やディッピング技術を用いて印刷形成した後、所定の加熱条件で焼成することで、形成される。

次に、オーバーコートの表面に、捺印を行う（ステップＳ１５８）。例えば、オーバーコートの表面に、文字を捺印する。なお、オーバーコートに捺印したあと、外部端子にNiメッキ又はSnメッキを施してもよい。これにより、後工程が完了すると共に、製品形態１のヒューズ１となる。

（検査工程Ｓ１１４）
図２６に戻り、検査工程においては、製品形態のヒューズ１の抵抗等を検査する。検査後に、ヒューズ１は、梱包し出荷される。これにより、本実施形態に係るヒューズ１の一連の製造工程が完了する。

上述したヒューズ１の製造方法においては、金属ナノ粒子を含有するインク膜１１０を基板上に形成した後、インク膜１１０にレーザ光を照射してエレメント膜を形成している。かかる場合には、エレメント膜のパターン化下地処理やパターン化マスク等を使用することなく、微細なエレメント膜を有するヒューズ１を安価かつ大量に製造することが可能となる。

なお、上述したヒューズ１の製造方法においては、ステップＳ１０２が液膜形成ステップに該当し、ステップＳ１０６がエレメント形成ステップに該当する。

（２−５．変形例）
上記では、ヒューズ１のエレメントが膜状のエレメント膜２０であることとしたが、これに限定されない。ヒューズ１のエレメントは、膜以外の形態（例えば線状の形態）であってもよい。

また、上記では、スピンコータを使用して、金属ナノ粒子を含有するインク膜１１０を集合基板１００の表面１０２全体に形成することとしたが、これに限定されない。例えば、インクジェットプリンタを使用して、表面１０２上のエレメント膜を形成する部分にインク膜を形成してもよい。

また、上記では、金属ナノ粒子が銀ナノ粒子であることとしたが、これに限定されない。例えば、金属ナノ粒子は、銅ナノ粒子、金ナノ粒子など他の金属ナノ粒子であってもよい。また、上記では、金属ナノ粒子の平均粒子径が約１５（ｎｍ）であることとしたが、これに限定されない。例えば、金属ナノ粒子の平均粒子径は、例えば３（nm）又は５０（nm）であってもよい。

また、上記では、支持基板１０が非熱可塑性ポリイミド基板であることとしたが、これに限定されない。例えば、支持基板１０は、熱可塑性ポリイミド基板、熱硬化性ポリイミド基板、ＰＥＥＫ（ポリエーテルエーテルケトン）製基板、又は他の有機材料から成る基板のいずれかであってもよい。

また、上記では、レーザ光を、波長が１０６４（nm）で平均照射強度が３．０×１０^４〜５．０×１０^５（W／cm²）のＮｄ−ＹＡＧレーザ光、又は波長が５３２（nm）で平均照射強度が２．０×１０^３〜７．０×１０^４（W／cm²）のＮｄ−ＹＡＧレーザ光としたが、これに限定されない。例えば、レーザ光は、金属ナノ粒子がプラズモン吸収帯域を有する波長が８００（nm）のチタンサファイアレーザ光であってもよい。また、レーザ光の平均照射強度の大きさは、レーザ光の波長に応じて調整してもよい。

また、上記では、レーザ光は連続発振モードで照射されることとしたが、これに限定されず、例えばレーザ光はパルス発振モードで照射されてもよい。また、上記では、レーザ光の走査速度が３〜９０（ｍｍ／Ｓ）あることとしたが、これに限定されない。

また、上記では、レーザ光のスポット形状を円形としたが、これに限定されない。例えば、レーザ光のスポット形状は、楕円形状、正方形、長方形のいずれかであってもよい。スポット形状が正方形又は長方形である場合には、レーザ光の照射幅のほぼ全域を焼結できる。また、上記では、スポット形状が円形であるレーザ光の直径が１０（μm）であることとしたが、これに限定されない。レーザ光の直径を、レーザ光の波長や照射強度に応じて調整してもよい。

また、上記では、直線状のエレメント膜２０が一つ形成されていることとしたが、これに限定されない。例えば、曲線状エレメント膜を形成してもよく、エレメント膜を複数形成してもよい。

また、上記では、インク膜１１０にレーザ光を照射してインク膜を加熱することとしたが、これに限定されない。例えば、公知のマイクロ波加熱や誘導加熱によってインク膜１１０を加熱してもよい。ただし、インク膜１１０を短時間に集中加熱して集合基板１００（支持基板）の変形を防止するためには、レーザ光を照射する方式が有効である。

以上、本発明を実施の形態を用いて説明したが、本発明の技術的範囲は上記実施の形態に記載の範囲には限定されない。上記実施の形態に、多様な変更又は改良を加えることが可能であることが当業者に明らかである。そのような変更又は改良を加えた形態も本発明の技術的範囲に含まれ得ることが、特許請求の範囲の記載から明らかである。

１ ヒューズ
１０ 支持基板
２０ エレメント膜
２５ 空隙
１００ 集合基板
１０２ 表面
１１０ インク膜

Claims (13)

1. 基板の主面上に、金属をナノ粒子化した金属ナノ粒子が溶媒中に分散した分散液の液膜を形成する液膜形成ステップと、
   前記液膜を、平均粒子径がマイクロメートル以上である前記金属の溶融温度よりも低い温度で加熱して、隣接する前記金属ナノ粒子の間に空隙が点在するエレメントを前記主面上に形成するエレメント形成ステップと、
   を有する、低電圧ヒューズの製造方法。
2. 前記エレメント形成ステップにおいて、前記金属ナノ粒子を焼結させて、前記エレメントを前記主面上に形成する、
   請求項１に記載の低電圧ヒューズの製造方法。
3. 前記エレメント形成ステップにおいて、前記液膜の表面にレーザ光を照射して、膜状のエレメント膜を形成する、
   請求項１又は２に記載の低電圧ヒューズの製造方法。
4. 前記エレメント形成ステップにおいて、前記液膜に対して前記レーザ光を一回走査させて、前記レーザ光のスポット径に対応する幅、及び走査幅に対応する長さの前記エレメント膜を形成する、
   請求項３に記載の低電圧ヒューズの製造方法。
5. 前記エレメント膜を焼成する焼成ステップを更に有する、
   請求項３又は４に記載の低電圧ヒューズの製造方法。
6. 前記金属ナノ粒子をガス中蒸発法で製造するステップを更に有する、
   請求項１から５のいずれか１項に記載の低電圧ヒューズの製造方法。
7. 基板と、
   前記基板上に設けられ、互いに電気的に接続している金属をナノ粒子化した複数の金属ナノ粒子を含むレーザ焼結膜であるエレメントと、を備え、
   前記エレメントは、隣接する前記金属ナノ粒子の間に位置する空隙を複数有し、
   前記エレメントの厚さは、０．１（μｍ）〜３．０（μｍ）である、低電圧ヒューズ。
8. 前記複数の空隙のうちの少なくとも一部の空隙が、前記エレメントが通電されることにより、塞がった状態となる、
   請求項７に記載の低電圧ヒューズ。
9. 前記複数の空隙は、前記金属ナノ粒子の平均粒子径よりも大きい幅の空隙を含む、
   請求項７又は８に記載の低電圧ヒューズ。
10. 前記エレメントは、前記基板の主面に膜状に形成されたエレメント膜であり、
    前記エレメント膜が通電された後の前記エレメント膜の厚さは、通電される前の前記エレメント膜の厚さよりも小さい、
    請求項７から９のいずれか１項に記載の低電圧ヒューズ。
11. 前記エレメントの通電前の前記金属ナノ粒子の抵抗率が、平均粒子径がマイクロメートル以上である前記金属の抵抗率の１．５倍〜５倍である、
    請求項７から１０のいずれか１項に記載の低電圧ヒューズ。
12. 前記エレメントの溶断時の前記エレメントの抵抗値が、前記エレメントの通電前の抵抗値の６倍以下である、
    請求項７から１１のいずれか１項に記載の低電圧ヒューズ。
13. 前記金属ナノ粒子は、銀ナノ粒子であり、
    前記基板は、ポリイミド製基板である、
    請求項７から１２のいずれか１項に記載の低電圧ヒューズ。