CN104245881B - 光转换用陶瓷复合体及使用其的发光装置 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种光转换用陶瓷复合体，所述复合体可将荧光主波长长波长化至580nm，且可于570～580nm的范围内任意调整荧光主波长，并且即便长波长化也不会使荧光强度降低，发光不均得到抑制。进而，本发明提供一种耐热性好，对于白色发光装置的高输出化较佳的光转换用陶瓷复合体。进而，本发明提供一种使用上述光转换用陶瓷复合体的发光装置。本发明的光转换用陶瓷复合体的特征在于：由式(1)所表示的组成物所构成的凝固体，该式(1)所表示的组成物具有至少第1相及第2相的两种氧化物相连续且三维地相互交联而成的组织，且上述第1相为发出荧光的经Ce活化的(Tb,Y)3Al5O12相，上述第2相为Al2O3相。

Description

光转换用陶瓷复合体及使用其的发光装置
技术领域
本发明涉及一种可利用于显示器、照明、及背光光源等的发光二极管等发光装置所使用的光转换用陶瓷复合体。
背景技术
近年来，以蓝色发光元件为发光源的白色发光装置的开发研究正广泛地进行。特别是使用蓝色发光二极管元件的白色发光二极管由于重量轻且不使用水银、寿命长，因而预测今后需求会急速增加。再者，使用发光二极管元件作为发光元件的发光装置称为发光二极管(LED)。作为将蓝色发光二极管元件的蓝色光转换为白色光的方法，最通常进行的方法为通过和与蓝色有补色关系的黄色混色，而获得类似白色。例如，如专利文献1所记载般，通过于发出蓝色光的二极管元件的整个面上设置含有吸收一部分蓝色光而发出黄色光的荧光体的涂层，且于其上设置将光源的蓝色光与来自荧光体的黄色光混色的成形层等，可构成白色发光二极管。作为荧光体，使用经铈活化的YAG(Y3Al5O12)(以下，有时称为YAG:Ce)粉末等。
在使用蓝色发光二极管元件与YAG:Ce荧光体的白色发光装置中，目前通常使用的蓝色发光二极管元件的光为峰值波长在460nm附近的蓝色(例如，CIE1391色度座标(以下，有时简称为色度)Cx＝0.135、Cy＝0.08)。其原因在于，在该波长区域，YAG:Ce荧光体的发光效率提高。另一方面，发光波长未经调整的YAG:Ce(以下，有时称为未调整YAG:Ce)荧光体的颜色为于530～545nm附近具有峰值波长的黄色(例如色度Cx＝0.41、Cy＝0.56)。因此，将来自460nm附近的蓝色发光二极管元件的光与来自未调整YAG:Ce荧光体的光混色时，自白色(例如6000K：色度Cx＝0.32、Cy＝0.34)向绿色侧偏离。因此，为了通过该构成而获得白色，必须使用荧光的峰值波长位于靠红色侧(长波长侧)的YAG:Ce荧光体。
另外，由于白色发光二极管于显示器、照明、及背光光源等用途中所要求的色度范围(色温)不同，因此所使用的荧光体也必须根据用途而选择。并且，为了使LED的色度稳定，相比于同时使用多种荧光体而言，较理想为使用一种荧光体。因此，对于具有较宽的荧光光谱的YAG:Ce荧光体，必须将作为发光波长基准的荧光主波长设定于要求范围内。通常通过使荧光体材料的峰值波长向长波长侧或短波长侧移动而调整发光波长。
作为使荧光体材料的峰值波长移动的方法，例如已知有如下成为公知技术者(非专利文献1)：对于YAG:Ce荧光体，通过增减作为活化剂的Ce的量可使荧光波长的波峰向长波长侧移动10nm左右。另外，通过以Gd元素置换一部分Y元素而使荧光波长的波峰向长波长侧移动也成为公知技术而众所周知(非专利文献2、3)。在专利文献1中，提出将以上述方式而将荧光波长向长波长侧调整后的YAG:Ce荧光体与蓝色发光二极管元件组合以构成白色发光二极管，从而获得白色(色度Cx＝0.33、Cy＝0.33)的方法。
另一方面，本发明人等提出有一种光转换用陶瓷复合体、及使用蓝色发光元件与上述光转换用陶瓷复合体而构成的白色发光装置，上述光转换用陶瓷复合体构成如下：由包含YAG:Ce荧光体相与Al2O3相的多种氧化物相，所述连续且三维地相互交联而形成的凝固体(专利文献2)。上述光转换用陶瓷复合体中，YAG:Ce荧光体相均匀地分布，故可稳定地获得均质的黄色荧光，且由于为陶瓷故而耐热性优异。进而，由于Al2O3相为氧化物的主构成相，因此具有热传导优于树脂分散系，且具备耐紫外线性等优点。另外，由于其本身为块状体，故而无须如专利文献1般需要树脂来构成白色发光装置。因此，使用光转换用陶瓷复合体的白色发光装置的不均匀较小，且有极佳的高输出化。
关于专利文献2所记载的光转换用陶瓷复合体，本发明人等也指出可通过如专利文献3所记载的调整凝固体整体的组成，而于550～560nm、或540～580nm的范围内调整荧光波长的波峰。但是，已知专利文献3所记载的通过单向凝固法而获得的光转换用陶瓷复合体若增加Gd或Ce的比例而将荧光波长向长波长侧调整，则存在如下的情况：生成YAG:Ce荧光体相及YAG:(Gd,Ce)荧光体相、以及Al2O3相以外的相，而使所获得的白色光的光谱积分值(总放射束)变小。
为了解决该问题，在专利文献4中，通过抑制生成YAG:Ce荧光体相及YAG:(Gd,Ce)荧光体相、以及Al2O3相以外的相，而可获得即便将光转换用陶瓷复合体的荧光波长的波峰向长波长侧调整，也维持高放射束的光转换用陶瓷复合体。
[现有技术文献]
[专利文献]
专利文献1：日本特开2000-208815号公报
专利文献2：国际公开第2004/065324号
专利文献3：国际公开第2007/083828号
专利文献4：国际公开第2011/125422号
[非专利文献]
非专利文献1：J,PhysicsandChemistryofSolids,vol.65(2004)p845–850
非专利文献2：Materialsintegration,vol.16,No.7,(2003)p41–46
非专利文献3：应用物理第71卷第12号(2002)p1518-1522
发明内容
[发明所欲解决的问题]
然而，已判明通过专利文献4所记载的方法而获得的光转换用陶瓷复合体存在如下问题：虽然增加Gd或Ce的比例而将荧光波长调整为例如570nm以上时可维持高放射束，但于光转换用陶瓷复合体的光出射面内会产生光的不均。因此，在使用光转换用陶瓷复合体的白色发光装置中，也存在所述发光不均变大的问题。
因此，本发明的目的在于提供一种可将荧光主波长长波长化至580nm，且可于570～580nm的范围内任意地调整荧光主波长，并且即便长波长化也不会使荧光强度降低，发光不均得到抑制的光转换用陶瓷复合体。
同时，本发明的另一目的在于提供一种耐热性优异，对于白色发光装置的高输出化较佳的光转换用陶瓷复合体。
进而，本发明的另一目的在于提供一种使用上述光转换用陶瓷复合体的发光装置。
[解决问题的技术手段]
为了达成上述目的，本发明人等反复进行努力研究，结果发现具有特定组成范围的发出荧光的经Ce活化的(Tb,Y)3Al5O12相与Al2O3相连续且三维地相互交联而成的组织的光转换用陶瓷复合体可使萤光主波长长波长化，且可在570～580nm的范围内任意地调整荧光主波长，并且即便使荧光主波长长波长化萤光强度也不降低，且可抑制发光不均，耐热性优异，对于白色发光装置的高输出化较佳，从而完成本发明。
即，根据本发明的第1实施方式，本发明提供一种光转换用陶瓷复合体，其由下式(1)所表示的组成物所构成的凝固体，该式(1)所表示的组成物具有至少第1相及第2相的两种氧化物相连续且三维地相互交联而成的组织，且上述第1相为发出荧光的经Ce活化的(Tb,Y)3Al5O12相，上述第2相为Al2O3相。
AlO3/2-x·(a·TbO7/4-b·YO3/2-c·CeO2)……(1)
(x为0.23＜x＜0.30，a、b及c为摩尔分率，0≦b/a≦4、0＜c≦0.025、且a+b+c＝1)。
在上述光转换用陶瓷复合体中，可使上述式(1)中c为0.002≦c≦0.02，并且使上述光转换用陶瓷复合体形成为光出射方向的厚度为80μm以上400μm以下的平板形状。
并且，上述光转换用陶瓷复合体可形成为如下的荧光：通过吸收于波长420～500nm具有波峰的光，而发出于570～580nm具有主波长的荧光。
进而，上述光转换用陶瓷复合体可形成为如下的荧光：其接收于波长420～500nm具有波峰的光，以上述光的一部分作为激发光而发出荧光，使上述光的一部分穿透而发出透射光，并且发出上述荧光与上述透射光混合而成的白色光。
另外，上述光转换用陶瓷复合体可使上述白色光的色度为CIE色度座标(Cx，Cy)中由(0.30，0.32)、(0.34，0.30)、(0.42，0.41)、(0.38，0.45)包围的区域。
根据本发明的第2实施方式，本发明提供一种发光装置，其具备发光元件与上述光转换用陶瓷复合体。
另外，根据本发明的第3实施方式，本发明提供一种发光装置，其具备于波长420～500nm具有波峰的发光元件与上述光转换用陶瓷复合体。
在上述发光装置中，可使上述发光元件为发光二极管元件。
[发明的效果]
如上所述，根据本发明，可提供一种光转换用陶瓷复合体及使用其的发光装置，上述光转换用陶瓷复合体可将荧光主波长长波长化至580nm，且可于570～580nm的范围内任意地调整荧光主波长，并且即便长波长化也不会使荧光强度降低，发光不均得到抑制，耐热性优异，对于白色发光装置的高输出化较佳。
附图说明
图1为实施例1的光转换用陶瓷复合体的剖面的光学显微镜照片。
图2为表示本发明的发光装置的一实施方式的示意性剖面图。
图3为实施例1的光转换用陶瓷复合体的X射线绕射图。
图4为实施例1及比较例1的光转换用陶瓷复合体的荧光光谱图。
图5为对自使用本发明的光转换用陶瓷复合体的发光装置发出的总光束的CIE色度Cx及Cy进行说明的CIE色度图。
图6为实施例3及比较例3的发光装置发光时发光面内的亮度线分析图。
具体实施方式
以下，关于本发明的光转换用陶瓷复合体及使用其的发光装置，对优选的的一实施方式详细地进行说明。
(光转换用陶瓷复合体)
本实施方式的光转换用陶瓷复合体是由下述式(1)所表示的组成物所构成的凝固体，该式(1)所表示的组成物具有至少第1相及第2相的两种氧化物相连续且三维地相互交联而成的组织，且上述第1相为发出荧光的经Ce活化的(Tb,Y)3Al5O12相，上述第2相为Al2O3相。
AlO3/2-x·(a·TbO7/4-b·YO3/2-c·CeO2)……(1)
(x为0.23＜x＜0.30，a、b及c为摩尔分率，0≦b/a≦4、0＜c≦0.025、且a+b+c＝1)。
在本实施方式中，所谓“两种氧化物相连续且三维地相互交联而成的组织”，并非指2种氧化物粒子彼此结合的组织，其剖面呈现如图1所示的组织。该组织中各相间不存在非晶质等边界相，而为氧化物相彼此直接接触。
式(1)中的x、a、b及c可通过下述方法而求出。首先，将本实施方式的光转换用陶瓷复合体的粉碎物于碳酸钠与硼酸中加热熔融，之后加入盐酸及硫酸进行加热熔解。对所获得的熔解物进行感应耦合电浆发射光谱分析(ICP-AES，inductivelycoupledplasma-atomicemissionspectrometry)，求出Al、Tb、Y及Ce的相对重量，根据其结果可算出x、a、b及c。
式(1)中的x为0.23＜x＜0.30，优选为0.238≦x≦0.294。当式(1)中的x为0.23以下、或0.30以上的情形时，在较广的凝固体范围内产生第1相、或第2相粗大化的区域，凝固体会容易产生龟裂。另外，即便未产生龟裂的情形时，也由于粗大化的第1相、或第2相而荧光主波长的不均匀增大，或者存在发光不均未得到抑制的试样，因此具备本实施方式的光转换用陶瓷复合体的白色发光装置并不适合作为白色发光装置，故而欠佳。
式(1)中的b/a为0≦b/a≦4。当式(1)中的b/a超过4的情形时，荧光主波长未达570nm，无法获得长波长化的效果，故而欠佳。
式(1)中的c为0＜c≦0.025，优选为0.002≦c≦0.02。当式(1)中的c为0的情形时，不存在表现荧光的活化元素，因此陶瓷复合体的第1相无法发挥作为荧光体相的功能。另外，c大于0.025的情形时，将光转换用陶瓷复合体应用于白色发光装置时，根据作为对象的白色区域的色度范围，有时必须将用以获得白色发光的光转换用陶瓷复合体的厚度变为非常薄，例如薄至未达50μm的厚度，此时，会因微小的试样厚度差异而变得难以获得适当的白色。因此，为了将具备如后述的具有平板形状的本实施方式的光转换用陶瓷复合体的白色发光装置的发光保持为固定色度，必须使具有平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度高精度地一致，而就品质稳定性的观点而言欠佳。再者，上述所谓适当的白色，指蓝色光与黄色光以适当的比例混合而成的黄色或蓝色的色调不会过强的白色。
本实施方式的光转换用陶瓷复合体的构成相可通过对将该光转换用陶瓷复合体粉碎所得的粉末的X射线绕射图的波峰进行鉴定而确认。另外，第1相中含有Y及Ce元素的事项可通过利用场发射型扫描电子显微镜对镜面状态的剖面进行元素分析而确认。进行元素分析时所拍摄的反射电子像可根据白黑的明亮度差异而明确地辨识第1相((Tb,Y)3Al5O12相)及第2相(Al2O3相)。根据与上述反射电子像为相同视野的构成元素分布图，可判断Y及Ce元素的分布区域与反射电子像中鉴定为第1相的区域及Tb元素分布区域一致。所述情况表示Y或Ce存在于(Tb,Y)3Al5O12相中。
在本实施方式中，虽第1相及第2相以外的氧化物相极少，但也由于不影响荧光特性的范围内存在该第1相及第2相以外的氧化物相的情况。作为第1相及第2相以外的氧化物相，通常可列举：CeAlO3相、CeAl11O18相及(Y、Ce)AlO3相等复合氧化物相。
本实施方式的光转换用陶瓷复合体通过吸收于波长420～500nm具有波峰的光(激发光)，可高效率地发出于570～580nm具有主波长的荧光。由此，可高效率地获得黄色荧光。本实施方式的光转换用陶瓷复合体即便激发光为波长400～419nm、或501～530nm时，虽效率下降，但也可发出荧光。进而，即便激发光为波长300～360nm的近紫外光，也可发出荧光。
在本实施方式中，所谓主波长，根据CIE色度图中通过白点的座标：Cx＝0.33、Cy＝0.33与试样(光转换用陶瓷复合体)的发射光谱的座标该两个点的直线与单色轨迹的交点而求出的波长，代表该光的波长。荧光的主波长可通过对日本分光公司制造的FP6500组合积分球所成的固体量子效率测定装置而进行测定。本实施方式的光转换用陶瓷复合体所发出的荧光主波长几乎不会因CeO2的比例、即式(1)中的c而变化，而可通过式(1)中的x及b/a在570～580nm的范围内任意地调整。
并且，本实施方式的光转换用陶瓷复合体可接收在波长420～500nm具有波峰的光，将该光的一部分作为激发光而发出荧光，进而使另外一部分穿透而发出透射光，由此发出上述荧光与上述透射光混合而成的白色光。
关于白色的色度的范围，由于每个人对于颜色的感觉存在个别差异，因此通常无法严格地规定，但在本实施方式中，将处于以下色度范围内的光视为白色。即，色度图上位于黑体的色温2500～15000K的范围内绘制的黑体轨迹的上下，且与该黑体轨迹的偏差(Δuv)存在于约0.02以内的区域。此处，所谓Δuv，uv色度图上描出的该黑体轨迹与光的由xy色度值转换所得的uv色度的距离。即，将以相关色温度相当于2500～15000K的光视作白色。
本实施方式的光转换用陶瓷复合体所发出的白色光的色度优选为CIE色度座标(Cx，Cy)中由(0.30，0.32)、(0.34，0.30)、(0.42，0.41)、(0.38，0.45)所包围的区域，即暖色系的白色区域。本实施形态的光转换用陶瓷复合体可通过接收在波长420～500nm具有波峰的光而发出上述区域的白色，因此可构成发光不均较少的发出暖色系白色光的白色发光装置。
本实施方式的光转换用陶瓷复合体可将所接收的一部分光转换为其他波长的光并且自受光面以外的发光面放射，使未转换的光直接穿透并且自受光面以外的发光面放射，因此仅通过对其进行加工即可制成发光装置的光转换构件。自发光装置发出的光系显示经转换的荧光与穿透的透射光混合的色度。本发明可使该色度为上述白色区域的范围内的色度。
通过使本实施方式的光转换用陶瓷复合体形成为平板形状，可容易地对准位置而使构成为面状的发光元件的出射面与光转换用陶瓷复合体的主面大致平行，故而较佳。另外，可通过使平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度大致固定，而使所通过的光的波长转换量大致均匀从而使混色的比例稳定，可抑制发光面上的发光不均。通过使平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度增大，可使因光转换用陶瓷复合体接收发光元件所发出的激发光从而光转换用陶瓷复合体的第1相发出的荧光增加，因此，可在白色区域的范围内将由激发光与荧光合成而成的光色度调整为目标的色度值。
本实施方式的光转换用陶瓷复合体为平板形状的情形时，光转换用陶瓷复合体的光出射方向的厚度优选为80μm以上400μm以下。若光出射方向的厚度未达80μm，则难以将激发光与该光转换用陶瓷复合体所发出的光合成而成的光调整为白色区域的范围内的色度，而且因光程长度较短而无法获得充分的混色，容易产生颜色不均，故而欠佳。若光出射方向的厚度超过400μm，则根据光转换用陶瓷复合体侧面的表面状态，存在由其侧面反射的光混合于出射光中，造成在发光面产生亮度不均或颜色不均(发光不均)的情况，故而欠佳。另外，根据发光装置的构成的不同，存在如下情况：荧光的比例相对较高(相对于蓝色光，黄色光的比例相对较高)的非白色光在光转换用陶瓷复合体的侧部显现，导致因来自侧部的光而产生不均，故而欠佳。
在本实施方式中，特别是将式(1)中的c为0.002≦c≦0.02，且具有光出射方向的厚度为80μm以上400μm以下的平板形状的光转换用陶瓷复合体应用于白色发光装置时，可获得蓝色光与黄色光以适当比例混合而成的适当的白色发光，因此，式(1)中的c为0.002≦c≦0.02，且具有光出射方向的厚度为80μm以上400μm以下的平板形状的光转换用陶瓷复合体特佳。
在本实施方式中，将使用光转换用陶瓷复合体的白色发光装置发光时光出射面(发光面)内亮度分布与色度分布产生不均的状态称为发光不均。所谓发光不均较大，指将二维亮度计等光学测定机器的焦点对准进行发光的发光装置的发光面而进行测光，且将其结果以亮度分布或色度分布的形式进行色显示的情形时，观察到多个点状或线状的亮度或色度大幅不同的区域的状态。若在该状态下对发光面进行线分析，则亮度或色度与所述线上的平均值的差变大。反之，所谓发光不均较小，指点状或线状的区域的亮度或色度与分析线上的平均值的差较小，或无法清晰地判别所述区域的状态。若在该状态下对发光面进行线分析，则亮度或色度与线上的所述的平均值的差较小。
可认为光转换用陶瓷复合体的发光不均的原因在于：作为荧光体相的第1相的置换元素、特别是Ce在第1相内产生偏析。所谓偏析，指对象元素并非均匀地分布在该结晶相中，而存在偏向一部分区域的情况。若存在活化元素Ce在第1相内偏析的区域，则该区域中发出所需程度以上的强荧光。该荧光成分成为形成发光元件时发光面中显示高亮度、高色度的区域，并且会被观察到形成亮度不均、色度不均。
因此，推测本实施方式的光转换用陶瓷复合体中发光不均受到抑制的原因在于：由于存在Tb，故与先前的光转换用陶瓷复合体相比，制造时容易将Ce导入至第1相的(Tb,Y)3Al5O12相，由此第1相内的元素分布的均匀性提高，上述偏析的产生减少。
在先前的光转换用陶瓷复合体中，若为了将荧光主波长长波长化而添加离子半径大于Y的Gd，则如后述的比较例3、4般发光不均变大。在以具有离子半径尺寸介于离子半径较小的Y与较大的Ce之间的Gd来取代Y的先前的光转换用陶瓷复合体中，虽荧光主波长长波长化，但随之而来，第1相中Ce的分布均匀性变差而发光不均会变大。
由于Tb与Gd同样地在离子半径较小的Y与较大的Ce间具有离子半径的尺寸差，且Tb与Gd的离子半径的差相比Y与Gd的差而言微小，因此，根据通常的关于单晶(由单一的结晶相所构成的材料)的凝固的技术常识难以假想出Tb与Gd会对置换元素的分配(自熔融液向结晶相中导入的方式)产生完全不同、甚至相反的影响。在本实施方式中，Tb存在于熔融液中或第1相中，其显示出存在Gd时未表现的提高第1相中Ce的分布均匀性的作用，虽该作用原因并不明确，但推测与下述事项有关：与通常单晶的凝固不同，本实施方式的光转换用陶瓷复合体的凝固为1种液相(熔融液)与2种固相(第1相及第2相)处于平衡状态的反应，并且存在未分配有活化元素的第2相。进而，推测有如下可能性：与1种液相与1种固相处于平衡状态的通常的单晶凝固反应系统相比，在如本实施方式的凝固的特殊反应系统中，离子半径以外的某种因素对构成元素自液相向固相的分配的影响增大。
因此，认为由于本实施方式的光转换用陶瓷复合体通过具有下述特征的制造方法而制造的陶瓷复合体，即，使均匀地含有活化元素的单一的熔解物凝固，而形成分配有活化元素的氧化物相(第1相)与未分配有活化元素的氧化物相(第2相)，故而在本实施方式的光转换用陶瓷复合体的制造中，通过使共存有Ce与特定比例的Tb的状态的熔解物凝固，可容易地将Ce导入至作为第1相的(Tb,Y)3Al5O12相中。可认为由此Ce在第1相内的偏析受到抑制，发光不均得到抑制。
(光转换用陶瓷复合体的制造方法)
继而，对本实施方式的光转换用陶瓷复合体的制造方法进行说明。
本实施方式的光转换用陶瓷复合体可通过使与式(1)的组成为相同组成的原料氧化物熔融，并通过规定条件的单向凝固法使熔融物凝固而制作。例如，可利用如下的简单方法而获得凝固体：对投入至保持为熔融温度(约1800℃)以上的规定温度的坩埚中的原料氧化物的熔融物，一面控制冷却速度，一面使其冷却凝结(凝固)。单向凝固法是对固相/液相界面提供最佳的温度梯度，将结晶成长控制为单向而进行凝固的方法。在单向凝固法中，所含的结晶相以单晶状态连续地成长。
对于原料氧化物，只要可制作至少1种氧化物相为荧光体相，且由式(1)表示的组成物，则可使用本案申请者先前揭示的陶瓷复合材料(日本专利特开平7-149597号公报、日本专利特开平7-187893号公报、日本专利特开平8-81257号公报、日本专利特开平8-253389号公报、日本专利特开平8-253390号公报、及日本专利特开平9-67194号公报、以及所述所对应的美国专利申请案(美国专利第5,569,547号、美国专利第5,484,752号、及美国专利第5,902,963号))。所述申请案及专利的揭示内容在此处进行参照而包含于本申请案中。
单向凝固法中，将对凝固方向赋予的温度下降梯度、及向凝固方向的移动速度加以控制。所谓温度下降梯度，例如在通过使收容有熔融物的坩埚移动、或者将熔融物提起、降落而进行单向凝固法时，指利用平行于凝固方向的方向以固定间隔设置的热电偶等所测定的加热机构每1cm的温度差。温度下降梯度优选为20℃/cm以上，更佳为25℃/cm以上。由此，对于抑制第1相及第2相以外的氧化物相生成有效。若温度梯度低于20℃/cm，则会以高体积比例生成CeAlO3相、CeAl11O19相等复合氧化物相，在由蓝色发光元件与本发明的光转换用陶瓷复合体构成白色发光装置的情形时，存在自白色发光装置获得的总放射束变小的情况。进而，由于上述复合氧化物相中含有Ce，因此存在第1相中所含的Ce的量减少的情况。
另外，所谓移动速度，例如在通过使坩埚移动、或者将熔融物提起、降落而进行单向凝固法的情形时，指坩埚等在平行于凝固方向的方向移动的速度。移动速度优选为25mm/hr以下，更佳为1～15mm/hr。由此，对于抑制第1相及第2相以外的氧化物相生成有效。若移动速度超过25mm/hr，则与上述同样地，会以高体积比例生成CeAlO3相或CeAl11O19相等复合氧化物相，在由蓝色发光元件与本实施方式的光转换用陶瓷复合体构成白色发光装置的情形时，存在自白色发光装置获得的总放射束变小的情况。另外，由于以高体积比例生成上述含有Ce的复合氧化物相，因此存在第1相中所含的Ce的量减少的情况。
如上所述的条件下的单向凝固法适合于制造作为本实施方式的光转换用陶瓷复合体的凝固体。然而，即便在上述条件以外的条件下，只要在第1相及第2相共存的情况下进行凝固，即可制造作为本实施方式的光转换用陶瓷复合体的凝固体。
(发光装置)
继而，对本实施方式的发光装置进行说明。
本实施方式的发光装置对光转换用陶瓷复合体照射自发光元件发出的光，而利用透射光转换用陶瓷复合体的光及由光转换用陶瓷复合体进行波长转换所得的荧光的发光装置。
作为本实施方式的发光装置，例如可列举图2所示的发光装置1。发光装置1具备：在波长570～580nm具有荧光主波长的光转换用陶瓷复合体3、及发出在420～500nm具有波峰的光的发光元件4。光转换用陶瓷复合体3形成为平板形状。单晶基板2以与光转换用陶瓷复合体3平行的方式配置于光转换用陶瓷复合体3的下方。发光元件4形成于单晶基板2，且于与基板侧不同的面经由电极5、6而连接于封装体7。发光元件4发出紫色～蓝色的光的元件，自发光元件4发出的紫色～蓝色光穿透单晶基板2后射入至荧光峰值波长经调整的光转换用陶瓷复合体3中，以配合其波长而获得白色。来自由此受到激发的第1相(荧光体相)的黄色的荧光与来自第2相(非荧光体相)的紫色～蓝色的透射光在第1相与第2相连续且三维地相互交联且均匀地分布的结构的凝固体中通过，由此可将光均匀混合，获得颜色不均较小的白色。
如上所述，本实施方式的光转换用陶瓷复合体中，包含荧光体相的各氧化物相连续且三维地相互交联而存在。因此，由本实施方式的光转换用陶瓷复合体可高效率且稳定地获得调整为570～580nm的任意的荧光主波长的均质的黄色荧光。另外，因本实施方式的光转换用陶瓷复合体是由氧化物陶瓷所构成，故耐热性、耐久性优异。
并且，由于本实施方式的发光装置具备本实施方式的光转换用陶瓷复合体，因此利用波长经调整的均质的黄色荧光，可与蓝色发光元件组合而发出任意色调的白色光，进而，可发出均质且颜色不均较小的高亮度的白色光。另外，由于本实施方式的发光装置具备本实施方式的光转换用陶瓷复合体，故而因光转换用陶瓷复合体本身为块状体无需封入树脂而不存在因热或光所致的劣化，可实现高输出化、高效率化。
另外，本实施方式的发光装置优选为其发光元件为发光二极管元件。通过将本实施方式的光转换用陶瓷复合体与蓝色发光二极管元件组合，可构成高效率的发光装置。
实施例
以下，通过实施例进一步详细地说明本发明。首先，对光转换用陶瓷复合体的荧光主波长及荧光强度的测定方法、光转换用陶瓷复合体的构成相的鉴定方法、以及发光装置与其发光面内的发光不均的判定方法进行说明。
(荧光主波长、荧光强度的测定方法)
对于自光转换用陶瓷复合体采取的16mm×0.2mm的圆盘状试样，使用日本分光公司制造的固体量子效率测定装置，将激发光的波长设为460nm而进行荧光特性评价，测定荧光主波长。另外，荧光强度设为使后述比较例1的最大荧光强度为100时的相对值即相对荧光强度。
(光转换用陶瓷复合体的构成相的鉴定方法)
光转换用陶瓷复合体的构成相通过对将光转换用陶瓷复合体粉碎所得的粉末的X射线绕射图的波峰进行鉴定而确认。另外，第1相中含有Y及Ce元素的事项通过利用场发射型扫描电子显微镜对镜面状态的剖面进行元素分析而确认。另外，根据与反射电子像为相同视野的构成元素分布图，确认Y及Ce元素的分布区域与反射电子像中鉴定为第1相的区域及Tb元素分布区域一致，由此确认Y或Ce存在于(Tb,Y)3Al5O12相中。
(发光装置的发光色度的测定方法)
制作如图2所示的发光装置1。光转换用陶瓷复合体3采用自凝固体采取的1mm×1mm×0.08～0.5mm的平板形状试样。发光元件4采用发出波长463nm的蓝色光的LED。使LED发光且将蓝色光照射于平板形状试样的底面，利用使用积分球的市售的LED测定系统，测定自底面的相反面放射的放射束。确认所测定的放射束显示反映光转换用陶瓷复合体的荧光特性的值。使上述发光装置发光，由导入至积分球中该发光的总光束测定色度。根据所测定的色度，确认到具备多种厚度的平板形状的光转换用陶瓷复合体的发光装置中获得白色光。
(发光不均的评价方法)
通过以下的方法而进行光转换用陶瓷复合体的发光不均的评价。发光不均会因该光转换用陶瓷复合体所发出的光的色度而变化，因此对在白色区域内进行评价的色度Cy加以规定，在具备发出该色度的光的厚度的平板形状的光转换用陶瓷复合体的发光装置中评价发光不均。
随着光转换用陶瓷复合体的厚度增大，发光装置的发光的色度Cx及Cy的值变大，因此制作以Cx及Cy作为变数的双轴图、及以光转换用陶瓷复合体的厚度与Cy作为变数的双轴图，由其近似线求出色度Cy为0.35时平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度。
通过CYBERNET公司制造的亮度·照度·色度测定系统，对具备选择为使发光装置的发光总光束的色度Cy在0.35±0.005的范围内的厚度的尺寸1mm×1mm的平板形状的光转换用陶瓷复合体的发光装置1的发光面的发光面内的亮度分布、色度分布进行测定。对于所测定的发光面内的亮度分布、色度分布，在纵横方向上以0.1mm的间隔各进行9条线分析(共计18条)，测定线上的亮度或色度与面内的亮度或色度的平均值的差(变动量)，求出最大变动量(最大的变动量)。图6为线分析的例。图中的横轴表示距发光元件的中心的距离，纵轴表示将面内的亮度的平均值作为基准值(0)时亮度的变动量(％)。将线上的亮度或色度自平均值的最大变动量为±10％以内的情况视为基准内，只要最大变动量超过±10％的基准外的线数不为多条，则判定发光不均受到抑制。在具备本发明的光转换用陶瓷复合体的发光装置中，亮度分布的最大值大于色度分布的最大值，因此在本发明的全部实施例及比较例中，发光不均的判定使用亮度线分布的测定结果。
(实施例1)
称量以AlO3/2换算为0.773摩尔的α-Al2O3粉末(纯度99.99％)、以TbO7/4换算为0.227×0.997摩尔的Tb4O7粉末(纯度99.9％)、0.227×0.003摩尔的CeO2粉末(纯度99.9％)。在乙醇中，通过球磨机对所述粉末进行16小时湿式混合后，使用蒸发器脱除乙醇，获得原料粉末。将原料粉末在真空炉中预熔融而获得单向凝固的原料。
继而，将该原料直接投入至钼坩埚中，设计为在上部设有熔融保持区域，在下部设有在上下方向(凝固方向)设定为50℃/cm的温度梯度的冷却区域的单向凝固装置的熔融保持区域，在1.33×10-3Pa(10-5Torr)的压力下使原料熔融。继而，在相同的环境下，使钼坩埚以5mm/hr的速度下降，使钼坩埚自下部冷却，由此获得由Tb3Al5O12相：Ce相、及Al2O3相所构成的实施例1的光转换用陶瓷复合体。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长及相对荧光强度示于表1。
另外，图3中表示将实施例1的光转换用陶瓷复合体粉碎而得的粉末的X射线绕射图。确认实施例1的光转换用陶瓷复合体具有Tb3Al5O12及Al2O3的波峰。另外，通过利用场发射型扫描电子显微镜对垂直于凝固方向的剖面进行元素分析，确认在Tb3Al5O12相中存在Ce，因此，确认实施例1的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的Tb3Al5O12相及Al2O3相构成。将实施例1的光转换用陶瓷复合体的垂直于凝固方向的剖面组织照片示在图1。图1中，A的黑色部分为第2相(Al2O3相)，B的白色部分为第1相(经Ce活化的Tb3Al5O12相)。
继而，自实施例1的光转换用陶瓷复合体采取厚度不同的尺寸1mm×1mm的平板形状的光转换用陶瓷复合体，以光转换用陶瓷复合体的每一厚度，制作具备所述平板形状的光转换用陶瓷复合体、与发出在463nm具有波峰的光的发光元件的发光装置。继而，由使发光装置发光时导入至积分球中的总光束测定色度。图5中所绘制的色度按照色度值自小到大的顺序将平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度分别设为0.15、0.20、0.24mm时发光装置的发光的色度例。确认当平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度为至少0.15～0.24mm的范围间时，具备该平板形状的光转换用陶瓷复合体的发光装置可获得白色区域的色度。即，可通过色度而确认使用实施例1的光转换用陶瓷复合体的发光装置中获得白色光。另外，获知可根据因厚度而引起的色度变化量，而调节用于发光装置的光转换用陶瓷复合体的厚度，由此将发光装置的发光的色度Cy调整为图5所示的0.30～0.41的色度范围内。
继而，根据所测定的发光装置的发光的色度Cx及Cy、及平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度，绘制以色度Cx及Cy作为变数的双轴图(图1)、与以试样厚度及Cy作为变数的双轴图(图2)。由图1的近似线及图2求出色度Cy＝0.35时平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度及色度Cx，结果分别为0.22mm、及0.37。
继而，自实施例1的光转换用陶瓷复合体采取发光装置的发光的色度Cy为0.35的厚度、即0.22mm的厚度的尺寸1mm×1mm的平板形状的光转换用陶瓷复合体，制作具备该平板形状的光转换用陶瓷复合体、与发出在463nm具有波峰的光的发光元件的发光装置。继而，使该发光装置发光，测定发光面的亮度分布、色度分布，评价发光不均。将结果示于表1。
(实施例2)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.773摩尔、Tb4O7粉末(纯度99.9％)以TbO7/4换算为0.227×0.994摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.227×0.006摩尔的方式称量原料。除上述以外，将钼坩埚的移动速度设为10mm/hr，除此以外，以与实施例1相同的方法获得实施例2的光转换用陶瓷复合体。通过与实施例1相同的方法，确认实施例2的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的Tb3Al5O12相及Al2O3相所构成。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长及相对荧光强度示于表1。
另外，将平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度设为0.14、0.19、0.24mm，除此以外，利用与实施例1相同的方法，以光转换用陶瓷复合体的每一厚度制作发光装置，并利用与实施例1相同的方法，测定所述发光装置的发光的色度Cx及Cy。通过与实施例1相同的方法而求出色度Cy＝0.35时平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度、及色度Cx，另外，利用与实施例1相同的方法判定发光不均。将色度Cy＝0.35时平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度、及色度Cx与发光不均的判定结果示于表1。
(实施例3)
称量以AlO3/2换算为0.773摩尔的α-Al2O3粉末(纯度99.99％)、以TbO7/4换算为0.227×0.99摩尔的Tb4O7粉末(纯度99.9％)、0.227×0.01摩尔的CeO2粉末(纯度99.9％)。除上述以外，将钼坩埚的移动速度设为10mm/hr，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。通过与实施例1相同的方法，确认实施例3的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的Tb3Al5O12相及Al2O3相所构成。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长及相对荧光强度示于表1。
另外，将平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度设为0.10、0.15、0.19mm而制作发光装置，除此以外，利用与实施例1相同的方法，判定色度Cy＝0.35时平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度、及色度Cx与发光不均。将结果示于表1。
(实施例4)
称量以AlO3/2换算为0.773摩尔的α-Al2O3粉末(纯度99.99％)、以TbO7/4换算为0.227×0.99×0.4摩尔的Tb4O7粉末(纯度99.9％)、以YO3/2换算为0.227×0.99×0.6摩尔的Y2O3粉末(纯度99.9％)、0.227×0.01摩尔的CeO2粉末(纯度99.9％)。除上述以外，将钼坩埚的移动速度设为10mm/hr，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。通过与实施例1相同的方法，确认实施例4的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的(Tb,Y)3Al5O12相及Al2O3相所构成。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长及相对荧光强度示于表1。
另外，利用与实施例3相同的方法，判定色度Cy＝0.35时平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度、及色度Cx与发光不均。将结果示于表1。
(实施例5)
秤量以AlO3/2换算为0.808摩尔的α-Al2O3粉末(纯度99.99％)、以TbO7/4换算为0.192×0.998×0.3摩尔的Tb4O7粉末(纯度99.9％)、以YO3/2换算为0.192×0.998×0.7摩尔的Y2O3粉末(纯度99.9％)、0.192×0.002摩尔的CeO2粉末(纯度99.9％)，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。通过与实施例1相同的方法，确认实施例5的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的(Tb,Y)3Al5O12相及Al2O3相所构成。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长及相对荧光强度示于表1。
另外，将平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度设为0.20、0.35、0.50mm而制作发光装置，除此以外，利用与实施例1相同的方法，判定色度Cy＝0.35时平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度、及色度Cx与发光不均。将结果示于表1。
(实施例6)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.800摩尔、Tb4O7粉末(纯度99.9％)以TbO7/4换算为0.200×0.998×0.225摩尔、Y2O3粉末(纯度99.9％)以YO3/2换算为0.200×0.998×0.775摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.200×0.002摩尔的方式称量原料，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。通过与实施例1相同的方法，确认实施例6的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的(Tb,Y)3Al5O12相及Al2O3相所构成。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长及相对荧光强度示于表1。
另外，利用与实施例5相同的方法，判定色度Cy＝0.35时平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度、及色度Cx与发光不均。将结果示于表1。
(实施例7)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.788摩尔、Tb4O7粉末(纯度99.9％)以TbO7/4换算为0.212×0.982×0.4摩尔、Y2O3粉末(纯度99.9％)以YO3/2换算为0.212×0.982×0.6摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.212×0.018摩尔的方式称量原料，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。通过与实施例1相同的方法，确认实施例7的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的(Tb,Y)3Al5O12相及Al2O3相所构成。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长及相对荧光强度示于表1。
另外，将平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度设为0.08、0.14、0.18mm而制作发光装置，除此以外，利用与实施例1相同的方法，判定色度Cy＝0.35时平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度、及色度Cx与发光不均。将结果示于表1。
(实施例8)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.808摩尔、Tb4O7粉末(纯度99.9％)以TbO7/4换算为0.192×0.985摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.192×0.015摩尔的方式称量原料，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。通过与实施例1相同的方法，确认实施例8的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的Tb3Al5O12相及Al2O3相所构成。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长及相对荧光强度示于表1。
另外，利用与实施例7相同的方法，判定色度Cy＝0.35时平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度、及色度Cx与发光不均。将结果示于表1。
(实施例9)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.773摩尔、Tb4O7粉末(纯度99.9％)以TbO7/4换算为0.227×0.977×0.4摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.227×0.023摩尔的方式称量原料，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。通过与实施例1相同的方法，确认实施例9的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的Tb3Al5O12相及Al2O3相所构成。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长及相对荧光强度示于表1。
另外，利用与实施例7相同的方法，判定色度Cy＝0.35时平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度、及色度Cx与发光不均。将结果示于表1。
(实施例10)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.808摩尔、Tb4O7粉末(纯度99.9％)以TbO7/4换算为0.192×0.98×0.225摩尔、Y2O3粉末(纯度99.9％)以YO3/2换算为0.192×0.98×0.775摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.192×0.02摩尔的方式称量原料，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。通过与实施例1相同的方法，确认实施例10的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的(Tb,Y)3Al5O12相及Al2O3相所构成。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长及相对荧光强度示于表1。
另外，将平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度设为0.08、0.10、0.13mm而制作发光装置，除此以外，利用与实施例1相同的方法，判定色度Cy＝0.35时平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度、及色度Cx与发光不均。将结果示于表1。另外，图5中绘制的色度按照色度值自小到大的顺序将试料厚度分别设为0.08、0.10、0.13mm时发光装置的色度的例。
(实施例11)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.800摩尔、Tb4O7粉末(纯度99.9％)以TbO7/4换算为0.200×0.997×0.2摩尔、Y2O3粉末(纯度99.9％)以YO3/2换算为0.200×0.997×0.8摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.200×0.003摩尔的方式称量原料，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。通过与实施例1相同的方法，确认实施例11的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的(Tb,Y)3Al5O12相及Al2O3相所构成。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长及相对荧光强度示于表1。所获得的荧光主波长为570nm。
另外，利用与实施例5相同的方法，判定色度Cy＝0.35时平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度、及色度Cx与发光不均。将结果示于表1。
(实施例12)
称量以AlO3/2换算为0.773摩尔的α-Al2O3粉末(纯度99.99％)、以TbO7/4换算为0.227×0.975摩尔的Tb4O7粉末(纯度99.9％)、0.227×0.025摩尔的CeO2粉末(纯度99.9％)。除上述以外，将钼坩埚的移动速度设为10mm/hr，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。通过与实施例1相同的方法，确认实施例12的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的Tb3Al5O12相及Al2O3相所构成。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长及相对荧光强度示于表1。
另外，利用与实施例7相同的方法，判定色度Cy＝0.35时平板形状的光转换用陶瓷复合体的厚度、及色度Cx与发光不均。将结果示于表1。若厚度未达80μm，则会因微小的试样厚度偏差而产生色度差异，因此为了将白色发光装置的发光保持为固定的色度，必须使板状的光转换用陶瓷复合体的厚度高精度地一致，必须高精度地管理对板状的光转换用陶瓷复合体的厚度进行调节的加工。
(比较例1)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.813摩尔、Y2O3粉末(纯度99.9％)以YO3/2换算为0.187×0.997摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.187×0.003摩尔的方式称量原料，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。通过场发射型扫描电子显微镜对垂直于凝固方向的剖面进行元素分析，由此确认于Y3Al5O12相中存在Ce，因此确认比较例1的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的Y3Al5O12相及Al2O3相所构成。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长、相对荧光强度、使用LED时色度Cy＝0.35时光转换用陶瓷复合体的厚度、色度Cx、发光不均判定结果示于表1。虽所获得的光转换用陶瓷复合体的发光不均较小，但荧光主波长为568nm。
(比较例2)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.808摩尔、Y2O3粉末(纯度99.9％)以YO3/2换算为0.192×0.99摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.192×0.01摩尔的方式称量原料，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。通过与比较例1相同的方法，确认比较例2的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的Y3Al5O12相及Al2O3相所构成。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长、相对荧光强度、使用LED时色度Cy＝0.35时光转换用陶瓷复合体的厚度、色度Cx、发光不均判定结果示于表1。所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长为571nm。由于Ce的比例较大的影响，荧光主波长为570nm以上，但发光不均较大。
(比较例3)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.808摩尔、Y2O3粉末(纯度99.9％)以YO3/2换算为0.192×0.89摩尔、Gd2O3粉末(纯度99.9％)以GdO3/2换算为0.192×0.10摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.187×0.01摩尔的方式称量原料，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。通过场发射型扫描电子显微镜对垂直于凝固方向的剖面进行元素分析，由此确认在(Y,Gd)3Al5O12相中存在Ce，因此确认比较例3的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的(Y,Gd)3Al5O12相及Al2O3相所构成。
再者，含有Gd的光转换用陶瓷复合体的比较例3及4的组成下述式(2)所示，且GdO3/2与YO3/2之比于表1中表示为a'/b'。
AlO3/2-x·(a'·GdO3/2-b·YO3/2-c·CeO2)……(2)
将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长、相对荧光强度、使用LED时色度Cy＝0.35时光转换用陶瓷复合体的厚度、色度Cx、发光不均判定结果示于表1。虽所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长由于Gd的影响而长波长化，为574nm，但与比较例2相比，发光不均变大。
(比较例4)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.808摩尔、Y2O3粉末(纯度99.9％)以YO3/2换算为0.192×0.86摩尔、Gd2O3粉末(纯度99.9％)以GdO3/2换算为0.192×0.10摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.192×0.04摩尔的方式称量原料，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。通过与比较例3相同的方法，确认比较例4的光转换用陶瓷复合体是由经Ce活化的(Y,Gd)3Al5O12相及Al2O3相所构成。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长、相对荧光强度、使用LED时色度Cy＝0.35时光转换用陶瓷复合体的厚度、色度Cx、发光不均判定结果示于表1。所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长由于Gd的影响而长波长化，为575nm，但与Gd的比例少于比较例4的比较例3相比，发光不均进一步变大。
(比较例5)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.813摩尔、Tb4O7粉末(纯度99.9％)以TbO7/4换算为0.187×0.99摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.187×0.01摩尔的方式称量原料，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长、相对荧光强度、使用LED时色度Cy＝0.35时光转换用陶瓷复合体的厚度、色度Cx、发光不均判定结果示于表1。所获得的光转换用陶瓷复合体具有广范围地产生粗大的Al2O3初晶的不均匀组织，且各试样间色度不均较大，不适合作为白色发光装置用的光转换用陶瓷复合体。
(比较例6)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.769摩尔、Tb4O7粉末(纯度99.9％)以TbO7/4换算为0.231×0.99×0.25摩尔、Y2O3粉末(纯度99.9％)以YO3/2换算为0.231×0.99×0.75摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.231×0.01摩尔的方式称量原料，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。所获得的凝固体有多条龟裂，如表1所示般无法采取16mm×0.2mm的圆盘状试样。
(比较例7)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.76摩尔、Tb4O7粉末(纯度99.9％)以TbO7/4换算为0.24×0.98摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.24×0.02摩尔的方式称量原料，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。将所获得的光转换用陶瓷复合体的荧光主波长、相对荧光强度、使用LED时色度Cy＝0.35时光转换用陶瓷复合体的厚度、色度Cx、发光不均判定结果示于表1。存在多条基准外的线，判定发光不均的抑制不充分。
(比较例8)
以α-Al2O3粉末(纯度99.99％)以AlO3/2换算为0.808摩尔、Tb4O7粉末(纯度99.9％)以TbO7/4换算为0.192×0.97×0.5摩尔、Y2O3粉末(纯度99.9％)以YO3/2换算为0.192×0.97×0.5摩尔、CeO2粉末(纯度99.9％)为0.192×0.03摩尔的方式称量原料，除此以外，通过与实施例1相同的方法而获得光转换用陶瓷复合体。所采取的圆盘状试样虽可测定荧光主波长、相对荧光强度，但关于所有平板形状试样，自发光装置发出的总光束的色度Cx及Cy均较大，如表1所示般不在白色区域中。因此，无法算出使用LED时色度Cy＝0.35时光转换用陶瓷复合体的厚度、色度Cx。
[表1]
根据以上可知，在使用本发明的光转换用陶瓷复合体的发光装置中，通过调节实施例的光转换用陶瓷复合体的厚度，获得白色发光的范围为图5所示的CIE色度(Cx，Cy)中由(0.30，0.32)、(0.34，0.30)、(0.42，0.41)、(0.38，0.45)所包围的区域。
另外，将实施例1的光转换用陶瓷复合体的荧光光谱、与荧光主波长为568nm的比较例1的光转换用陶瓷复合体的荧光光谱一起示于图4。可知相对于荧光主波长为短波长的比较例1的光转换用陶瓷复合体的荧光光谱，荧光主波长为长波长的实施例1的光转换用陶瓷复合体的荧光光谱向长波长侧移动。
并且，图6中将具备实施例3的光转换用陶瓷复合体的发光装置的发光面内的亮度线分析的一例、与比较例3的一例一起示出。可知实施例3与比较例3相比，因位置不同而引起的变动较小，且最大变动量在基准内。如上所述，可确认在实施例3中，在全部18条的线分析中最大变动量均在基准内，发光不均得到抑制。
因此，可知本发明的光转换用陶瓷复合体可通过式(1)中的x、及/或b/a而任意地调整荧光主波长，且即便该荧光主波长为长波长，相对荧光强度也较高，而且发光不均得到抑制，可较佳地用于白色发光装置。
主要符号说明：
1：发光装置
2：单晶基板
3：光转换用陶瓷复合体
4：发光元件(发光二极管元件)
5、6：电极
7：封装体。

Claims (8)

1.一种光转换用陶瓷复合体，其由下式(1)所表示的组成物所构成的凝固体，该式(1)所表示的组成物具有至少第1相及第2相的两种氧化物相连续且三维地相互交联而成的组织，且
上述第1相为发出荧光的经Ce活化的(Tb,Y)3Al5O12相，
上述第2相为Al2O3相，
AlO3/2-x·(a·TbO7/4-b·YO3/2-c·CeO2)……(1)
x为0.23＜x＜0.30，a、b及c为摩尔分率，0≦b/a≦4、0＜c≦0.025、且a+b+c＝1。
2.根据权利要求1所述的光转换用陶瓷复合体，其中，所述式(1)中c为0.002≦c≦0.02，所述光转换用陶瓷复合体具有光出射方向的厚度为80μm以上400μm以下的平板形状。
3.根据权利要求1或2所述的光转换用陶瓷复合体，其通过吸收于波长420～500nm具有波峰的光，而发出于570～580nm具有主波长的荧光。
4.根据权利要求3所述的光转换用陶瓷复合体，其接收于波长420～500nm具有波峰的光，以所述光的一部分作为激发光而发出荧光，使所述光的一部分穿透而发出透射光，并且发出所述荧光与所述透射光混合而成的白色光。
5.根据权利要求4所述的光转换用陶瓷复合体，其中，所述白色光的色度为CIE色度座标(Cx，Cy)中由(0.30，0.32)、(0.34，0.30)、(0.42，0.41)、(0.38，0.45)包围的区域。
6.一种发光装置，其具备发光元件与权利要求1所述的光转换用陶瓷复合体。
7.一种发光装置，其具备于波长420～500nm具有波峰的发光元件、与发出于570～580nm具有主波长的荧光的权利要求1所述的光转换用陶瓷复合体。
8.根据权利要求6或7所述的发光装置，其中，所述发光元件为发光二极管元件。
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