WO2021045077A1 - セラミック複合体 - Google Patents

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WO2021045077A1
WO2021045077A1 PCT/JP2020/033190 JP2020033190W WO2021045077A1 WO 2021045077 A1 WO2021045077 A1 WO 2021045077A1 JP 2020033190 W JP2020033190 W JP 2020033190W WO 2021045077 A1 WO2021045077 A1 WO 2021045077A1
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WO
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ceramic
less
mol
hour
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PCT/JP2020/033190
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English (en)
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古滝　敏郎
文弥 堀越
鈴木　正幸
柴田　大輔
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アダマンド並木精密宝石株式会社
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    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/44—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on aluminates
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    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/653—Processes involving a melting step
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C30B15/20—Controlling or regulating
    • C30B15/22—Stabilisation or shape controlling of the molten zone near the pulled crystal; Controlling the section of the crystal
    • C30B15/24—Stabilisation or shape controlling of the molten zone near the pulled crystal; Controlling the section of the crystal using mechanical means, e.g. shaping guides
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    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/16—Oxides
    • C30B29/20—Aluminium oxides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/16—Oxides
    • C30B29/22—Complex oxides

Definitions

  • the present invention relates to a ceramic composite, and more particularly to a ceramic composite having two oxide phases, a Y 3 Al 5 O 12 phase and an Al 2 O 3 phase, as a lamellar structure.
  • a light emitting diode (LED: Light Emitting Diode) or a semiconductor laser that emits blue light is used as a light source, and a part of the blue light is wavelength-converted to yellow light by a wavelength conversion member, and a mixture of blue light and yellow light is used.
  • Lighting devices that irradiate white light are widespread.
  • Such an illumination device using a YAG (Y 3 Al 5 O 12 ) based phosphor material of the wavelength conversion member, which is containing a phosphor powder in a resin or glass is proposed.
  • Patent Documents 1 and 2 propose a ceramic composite having a lamellar structure in which the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase are continuously three-dimensionally entangled with each other as eutectics. ..
  • a ceramic composite described in Patent Documents 1 and 2 as well as wavelength conversion of blue light into yellow light in the Y 3 Al 5 O 12 phase, of Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase Blue light and yellow light are scattered at the interface, and white can be obtained by mixing colors.
  • Patent Documents 1 and 2 are manufactured ceramic composites using a Bridgman method as unidirectional solidification method, since the moving speed of the crucible 1 ⁇ 20 mm / Time, Y 3 Al 5 O 12 phase and There was a limit to the miniaturization of the Al 2 O 3 phase. Moreover, in the Bridgman method, a colony structure is formed due to the disorder of the solid-liquid interface. Therefore, in the ceramic composites described in Patent Documents 1 and 2, the emission of blue light, which is the primary light, and yellow light, which has been wavelength-converted, is uneven, and the colors may be sufficiently mixed to obtain uniform white light. It was difficult. In particular, when the ceramic composite is thin, the unevenness of Y 3 Al 5 O 12 phase by colony structure, there is unevenness in the wavelength conversion, it is difficult to obtain a uniform white light.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned conventional problems, and provides a ceramic composite capable of uniformly scattering primary light and wavelength-converted secondary light to improve wavelength conversion efficiency.
  • the purpose is to do.
  • the ceramic composite of the present invention has at least two oxide phases of Y 3 Al 5 O 12 phase and Al 2 O 3 phase as a lamellar structure, and the Y 3 Al 5 O 12 phase is described above.
  • the average value of the lamellar intervals in the phase is 0.5 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less, and MgO is contained in an amount of 10 ppm or more and 500 ppm or less.
  • the average value of the lamella spacing in the Y 3 Al 5 O 12 phase is 0.5 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less, and MgO is contained in an amount of 10 ppm or more and 500 ppm or less. It is possible to uniformly scatter the secondary light and improve the wavelength conversion efficiency.
  • the ceramic composite of the present invention has at least two oxide phases of Y 3 Al 5 O 12 phase and Al 2 O 3 phase as a lamellar structure, and contains MgO of 10 ppm or more and 500 ppm or less.
  • the lamellar structure is characterized in that the interface between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase is contained at a density of 30 pieces / mm or more and 800 pieces / mm or less. ..
  • the lamellar structure contains the interfaces of the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase at a density of 30 pieces / mm or more and 800 pieces / mm or less, so that they are primary. It is possible to uniformly scatter the light and the wavelength-converted secondary light to improve the wavelength conversion efficiency.
  • the content of Mo or W is 1 mol ⁇ ppm or more and 30,000 mol ⁇ ppm or less.
  • the Y 3 Al 5 O 12 phase is activated with Ce.
  • the content of Ce is 0.01 mol% or more and 5.0 mol% or less.
  • the thickness is 0.5 mm or more and 2.0 mm or less.
  • the shape of the ceramic composite in the plane direction is a square shape having a width of 0.5 mm or more and 300 mm or less and a length of 10 mm or more and 1000 mm or less, or a diameter of 0.5 mm or more and 2 mm or less. The shape.
  • FIG. 1 It is a schematic block diagram which shows the manufacturing apparatus of the ceramic complex by the EFG method.
  • A It is a top view which shows typically an example of the die which concerns on embodiment of this invention.
  • B It is a front view of the figure (a).
  • C It is a side view of the figure (a).
  • A It is explanatory drawing which shows an example of the seed crystal which concerns on embodiment of this invention.
  • B It is explanatory drawing which shows the other example of the seed crystal which concerns on embodiment of this invention.
  • C It is explanatory drawing which shows still another example of the seed crystal which concerns on embodiment of this invention. It is a perspective view which shows typically the positional relationship between a seed crystal and a partition plate in embodiment of this invention.
  • (A) It is a front view which shows typically the positional relationship between a seed crystal and a partition plate in embodiment of this invention.
  • (B) It is a front view which shows the state of melting a part of a seed crystal in embodiment of this invention.
  • (A) In the seed crystal according to the embodiment of the present invention, it is explanatory drawing which shows the seed crystal which the lower side has a comb tooth shape.
  • (B) In the seed crystal according to the embodiment of the present invention, it is explanatory drawing which shows the seed crystal which the lower side has a saw-shaped shape. It is a perspective view which shows typically the spreading process of the ceramic composite which concerns on embodiment of this invention.
  • 1 to 8 are views for explaining a plurality of ceramic composites according to an embodiment of the present invention and a method for producing the same.
  • the ceramic complex manufacturing apparatus 1 is composed of a growing container 3 for growing the ceramic complex 2 and a pulling container 4 for pulling up the grown ceramic complex 2, and is composed of an EFG (Edge-defined Film). -Fed. Growt) method is used to grow and grow the ceramic complex 2.
  • EFG Error-defined Film
  • the growing container 3 includes a crucible 5, a crucible drive unit 6, a heater 7, an electrode 8, a die 9, and a heat insulating material 10.
  • the crucible 5 is made of molybdenum or tungsten and melts the raw material.
  • the crucible drive unit 6 rotates the crucible 5 about its vertical direction.
  • the heater 7 heats the crucible 5.
  • the electrode 8 energizes the heater 7.
  • the die 9 is installed in the crucible 5 and determines the liquid level shape of the raw material melt (hereinafter, simply referred to as “melt” if necessary) 21 when pulling up the ceramic complex 2.
  • the heat insulating material 10 surrounds the crucible 5, the heater 7, and the die 9.
  • the growing container 3 is provided with an atmosphere gas introduction port 11 and an exhaust port 12.
  • the atmosphere gas introduction port 11 is an introduction port for introducing, for example, argon gas as an atmosphere gas into the growing container 3, and prevents oxidative consumption of the crucible 5, the heater 7, and the die 9.
  • the exhaust port 12 is provided for exhausting the inside of the growing container 3.
  • the pull-up container 4 includes a shaft 13, a shaft drive unit 14, a gate valve 15, and a substrate entrance / exit 16, and pulls up a plurality of flat plate-shaped ceramic complexes 2 grown and grown from the seed crystal 17.
  • the shaft 13 holds the seed crystal 17.
  • the shaft drive unit 14 raises and lowers the shaft 13 toward the crucible 5, and rotates the shaft 13 about the raising and lowering direction.
  • the gate valve 15 separates the growing container 3 and the pulling container 4. Further, the substrate entrance / exit 16 takes in and out the seed crystal 17.
  • the manufacturing apparatus 1 also has a control unit (not shown), which controls the rotation of the crucible drive unit 6 and the shaft drive unit 14.
  • the die 9 is made of molybdenum and has a large number of partition plates 18 as shown in FIG. FIG. 2 shows a case where 30 partition plates 18 are formed and 15 dies 9 are formed as an example of dies.
  • the partition plates 18 have the same flat plate shape and are arranged in parallel with each other so as to form a minute gap (slit) 19 to form one die 9.
  • the slit 19 is provided over substantially the entire width of the die 9. Further, since the plurality of dies 9 have the same shape and are arranged in parallel at predetermined intervals so that their longitudinal directions are parallel to each other, a plurality of slits 19 are provided.
  • a slope 30 is formed on the upper portion of each partition plate 18, and an acute-angled opening 20 is formed by arranging the slopes 30 facing each other. Further, the slit 19 has a role of raising the melt 21 from the lower end of each die 9 to the opening 20 by a capillary phenomenon.
  • the raw material put into the crucible 5 melts (raw material melt) based on the temperature rise of the crucible 5 to become the melt 21.
  • a part of the melt 21 penetrates into the slit 19 of the die 9, rises in the slit 19 based on the capillary phenomenon as described above, is exposed from the opening 20, and the raw material melt pool 22 is exposed at the opening 20. Is formed (see FIG. 5 (a)).
  • the ceramic complex 2 grows according to the shape of the melt surface formed by the raw material melt pool (hereinafter, referred to as “melt pool” if necessary) 22.
  • the shape of the melt surface is an elongated rectangle, a flat plate-shaped ceramic composite 2 is manufactured.
  • the seed crystal 17 will be described. As shown in FIGS. 1, 4, and 5, in the present embodiment, a flat plate-shaped ceramic composite substrate is used as the seed crystal 17. Further, the seed crystal 17 is arranged so that the plane direction of the seed crystal 17 and the longitudinal direction of the die 9 are orthogonal to each other at an angle of 90 °. Further, since the seed crystal 17 and the ceramic complex 2 are also orthogonal to each other at an angle of 90 °, the side surface of the ceramic complex 2 is shown in FIG.
  • the contact area of the lower part of the shaft 13 with the substrate holder (not shown) is large, the seed crystal 17 will be deformed due to stress due to the difference in the coefficient of thermal expansion and will be damaged in some cases. On the contrary, the seed crystal 17 may be loosened due to the difference in the coefficient of thermal expansion. Therefore, it is preferable that the contact area between the seed crystal 17 and the substrate holder is small. Further, the seed crystal 17 needs to have a substrate shape that can be securely fixed to the substrate holder.
  • FIG. 3 is a diagram showing an example of the substrate shape of the seed crystal 17.
  • FIGS. (A) and (B) show a notch 23 provided in the upper part of the seed crystal 17.
  • a U-shaped substrate holder can be inserted from the lower side of two notches 23 to reliably hold the seed crystal 17 while reducing the contact area. Become.
  • a notch hole 24 may be provided inside the seed crystal 17.
  • locking claws are inserted into two notch holes 24 to securely hold the seed crystal 17 while reducing the contact area between the substrate holder and the seed crystal 17. It becomes possible.
  • granulated raw material powder for example, aluminum oxide 64.71% by weight, yttrium oxide 35.02% by weight, magnesium oxide 0.003% by weight, cerium oxide 0. (Powder containing 27% by weight) is charged into the crucible 5 containing the die 9 in a predetermined amount and filled.
  • the raw material powder may contain compounds and elements other than the above, depending on the purity or composition of the ceramic complex to be produced.
  • the heater 7, or the die 9 the inside of the growing container 3 is replaced with argon gas, and the oxygen concentration is set to a predetermined value or less.
  • the crucible 5 is heated to a predetermined temperature by heating with the heater 7, and the raw material powder is melted. Since the melting point of aluminum oxide is about 2050 ° C. to 2072 ° C., the heating temperature of the crucible 5 is set to a temperature equal to or higher than the melting point (for example, 2100 ° C.). After a while after heating, the raw material powder melts and the raw material melt 21 is prepared. Further, a part of the melt 21 rises through the slit 19 of the die 9 due to the capillary phenomenon and reaches the surface of the die 9, and a melt pool 22 is formed on the upper portion of the slit 19.
  • the seed crystal 17 is lowered while being held at an angle perpendicular to the longitudinal direction of the melt pool 22 at the upper part of the slit 19, and the seed crystal 17 is melted in the melt pool 22. Contact the liquid surface.
  • the seed crystal 17 is introduced into the pull-up container 4 from the substrate entrance / exit 16 in advance.
  • the melt 21 and the melt pool 22 are not shown.
  • FIG. 4 is a diagram showing the positional relationship between the seed crystal 17 and the partition plate 18. As described above, by making the plane direction of the seed crystal 17 orthogonal to the longitudinal direction of the partition plate 18, the contact area between the seed crystal 17 and the melt 21 can be reduced. Therefore, the contact portion of the seed crystal 17 becomes familiar with the melt 21, and crystal defects are less likely to occur in the ceramic complex 2 to be grown and grown.
  • FIG. 5B is a diagram showing a state in which a part of the seed crystal 17 is melted.
  • the substrate holder is pulled up at a predetermined ascending speed, and the seed crystal 17 is started to be pulled up. Specifically, the shaft 13 raises the substrate holder at a predetermined speed.
  • FIG. 6 is a diagram illustrating the shape of the lower side of the seed crystal 17, in which FIG. 6A shows a case where the lower side has a comb tooth shape and FIG. 6B shows a case where the lower side has a sawtooth shape.
  • the spacing between the irregularities is adjusted to the spacing between the openings 20, and the convex portion is aligned with the center of the melt pool 22.
  • the convex portion can be used as the growth start point of the ceramic complex 2, and the ceramic complex 2 can be formed more easily.
  • the shape of the unevenness is not limited to that shown in FIG. 6, and may be, for example, a corrugated uneven shape.
  • the substrate holder is raised at a predetermined speed, and the ceramic complex 2 is crystal-grown around the seed crystal 17 so as to widen in the longitudinal direction of the die 9 as shown in FIG. 7 (spreading).
  • the ceramic complex 2 is widened to the full width of the die 9 (the end of the partition plate 18) (full spread)
  • a flat plate-shaped ceramic complex 2 having a width similar to the full width of the die 9 is grown.
  • FIG. 7 is a schematic view showing how the width of the ceramic complex 2 is expanded by the spreading step.
  • a flat plate-shaped straight body portion 26 having a constant width similar to the full width of the die 9 is subjected to a predetermined speed.
  • a pulling step of pulling up to a predetermined length (straight body length) is carried out to obtain a flat plate-shaped ceramic composite 2.
  • the temperature is controlled by using a heater 7 or the like so that the interface temperature of the melt 21 in the melt pool 22 formed in the upper part of the slit 19 becomes constant.
  • the ceramic complex 2 grows when the melt 21 that has risen to the melt pool 22 is cooled while being pulled up in contact with the seed crystal 17, the neck 25, and the straight body portion 26. Therefore, by controlling the temperature of the melt pool 22 to be constant, the crystal growth conditions can be kept the same during the growth period of the ceramic complex 2, and a uniform lamellar structure can be formed over the entire ceramic complex 2. Can be done.
  • the pulling speed of the seed crystal 17 in the pulling step is preferably in the range of 0.9 mm / hour or more and 400 mm / hour or less. More preferably, it is in the range of 50 mm / hour or more and 200 mm / hour or less.
  • the pulling speed When the pulling speed is less than 0.9 mm / hour, the size of the lamellar structure fluctuates greatly with respect to the error of the pulling speed, and it becomes difficult to control the size of the lamellar structure. Therefore, the emission intensity of the white light of the grown and grown ceramic complex 2 is lowered. In addition, the slow growth rate reduces productivity.
  • the pulling speed is larger than 400 mm / hour, it becomes difficult to control the temperature of the melt pool 22, and therefore it becomes difficult to control the size of the lamellar structure. Further, if the pulling speed is too high, the melt 21 of the melt pool 22 is likely to be separated from the seed crystal 17, the neck 25, and the straight body portion 26, and the growth is likely to be interrupted, which is not preferable.
  • the appearance of the obtained flat plate-shaped ceramic complex 2 is shown in FIG.
  • the length of the straight body is not particularly limited, but is preferably 2 inches or more (50.8 mm or more).
  • the total width of the die 9 and the width of the seed crystal 17 may be the same, and the ceramic complex 2 may be grown and grown with the same width as the total width of the seed crystal 17.
  • the melt 21 and the melt pool 22 are not shown in order to give priority to the visibility of the slit 19.
  • the manufacturing apparatus 1 By using the manufacturing apparatus 1, the seed crystal 17, and the die 9 as described above, a plurality of ceramic complexes 2 can be simultaneously manufactured from the common seed crystal 17. Therefore, it is possible to reduce the manufacturing cost of the ceramic composite 2 per sheet.
  • a plurality of ceramic complexes 2 are grown and grown. Therefore, by uniformly cooling and allowing the plurality of ceramic complexes 2 to cool, a uniform lamellar structure without variation can be obtained.
  • the manufacturing apparatus 1 is provided with a crucible drive unit 6 for rotating the crucible 5 on which the die 9 is installed, and a control unit (not shown) for controlling the rotation thereof.
  • the shaft 13 is also provided with a shaft drive unit 14 that rotates the shaft 13 and a control unit (not shown) that controls the rotation thereof. That is, the positioning of the seed crystal 17 with respect to the die 9 is adjusted by rotating the shaft 13 or the crucible 5 by the control unit. Precise positioning of the seed crystal 17 and the die 9 can also be performed by using the die 9 in which a part of the slope 30 of each partition plate 18 is cut out.
  • FIG. 9 is a photomicrograph showing the surface of the ceramic complex 2 obtained by the above-mentioned EFG method.
  • the range shown in the photograph in FIG. 9 is a square with a side of 129 ⁇ m.
  • the Y 3 Al 5 O 12 phase, which is the first phase, and the Al 2 O 3 phase, which is the second phase are present as eutectic.
  • the first phase and the second phase have a lamellar structure in which they are three-dimensionally entwined with each other.
  • the region shown in dark color is the Y 3 Al 5 O 12 phase
  • the region shown in light color is the Al 2 O 3 phase.
  • the first phase and the second phase are rarely separated in an island shape independently, and have continuous regions in the three-dimensional direction.
  • composition ratio of the Y 3 Al 5 O 12 phase contained in the ceramic complex 2 is 19.72 ⁇ 2.00 mol% in the vicinity of the eutectic composition. If the composition ratio of the Y 3 Al 5 O 12 phase is out of this range, it is difficult to uniformly form a lamellar structure by eutectic with the Al 2 O 3 phase.
  • the Ce content in the Y 3 Al 5 O 12 phase is preferably in the range of 0.01 mol% or more and 5.0 mol% or less. If it is less than 0.01 mol%, the effective strength of the ceramic complex 2 will be weakened, making it unsuitable for lighting equipment applications. On the other hand, if it exceeds 5.0 mol%, other compounds other than desired are generated and do not contribute to the emission of white light.
  • Y 3 Al 5 O 12 phase of Y is substituted partially Ce, Y 3 Al 5 O 12 phase functions as a phosphor material, the secondary light by absorbing blue light is the primary light It emits yellow light.
  • the thermal conductivity of Al 2 O 3 phase is as large as about 4 times the thermal conductivity of Y 3 Al 5 O 12 phase, when converting the primary light in the Y 3 Al 5 O 12 phase in the secondary of the yellow light Heat can be dissipated efficiently.
  • the absorption wavelength and the emission wavelength change depending on the Ce concentration, but the ceramic composite of the present embodiment uniformly has a fine lamellar structure even if the Ce content is relatively large, as will be described later. Can be formed.
  • the ceramic complex 2 contains MgO in the range of 10 ppm or more and 500 ppm or less. By containing MgO in this range, the conversion efficiency from blue light to white light can be enhanced, and the emission intensity of white light can be increased.
  • the average value of the lamellar intervals in the Y 3 Al 5 O 12 phase is 0.5 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less.
  • Y 3 The Al 5 lamellar spacing O 12 phase, and the width of the Y 3 Al 5 O 12 phase sandwiched Al 2 O 3 phase, longitudinal continuous Y 3 Al 5 O 12 phase Shows the width across. If lamellar spacing is less than 0.5 ⁇ m is, Y 3 Al 5 size O 12 phase becomes uniformly blue light becomes several times the wavelength of the blue light is difficult to wavelength-converted into yellow light It ends up.
  • the lamellar spacing is larger than 20 ⁇ m, the lamellar structure is insufficiently dense, and the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase are formed while the blue light is transmitted through the ceramic composite 2.
  • the number of times the light is incident on the interface is reduced, the light is not sufficiently scattered, and the efficiency of wavelength conversion and color mixing is reduced.
  • FIGS. 14 and 15 are diagrams showing an example of a measurement method of the interface between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase contained in the ceramic complex 2, and FIG. 14 shows the measurement in the vertical direction.
  • FIG. 15 shows the measurement in the lateral direction.
  • the photograph of FIG. 9 taken with a microscope on the surface of the ceramic complex 2 of the present embodiment is binarized.
  • the number of interfaces between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase in a square having a side of 129 ⁇ m is measured.
  • the interfaces of the five vertical lines and the lamellar structure intersect at 22, 20, 19, 29, and 29, respectively, and the average is 23.8. Further, in FIG. 15, the interfaces of the five horizontal lines and the lamellar structure intersect at 37 points, 31, 35 points, 32 points, and 37 points, respectively, and the average is 34.4 points. Therefore, in FIGS. 14 and 15, the overall average is 29.1 points, and the average density of the interfaces in a square having a side of 129 ⁇ m is 225.6 pieces / mm. In FIGS. 14 and 15, five lines each were used in the vertical direction and the horizontal direction for measuring the number of interfaces between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase, but the number is not limited to 1. Measurement may be performed in a straight line region of more than one.
  • the Ce content is adjusted in the range of 0.1 mol% or more and 5.0 mol% or less. Therefore, the lamellar structure contains the interfaces of the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase at a density of 30 pieces / mm or more and 800 pieces / mm or less. If the number of interfaces is less than 30 / mm, the lamellar structure is not sufficiently dense, and the interface between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase while blue light is transmitted through the ceramic composite 2 The number of times the light is incident on the surface is reduced, the light is not sufficiently scattered, and the efficiency of wavelength conversion and color mixing is reduced. If the interface is greater than 800 / mm, since the size of Y 3 Al 5 O 12 phase becomes several times the wavelength of the smaller becomes the blue light, uniformly to blue light is wavelength-converted into yellow light May become difficult.
  • the ceramic complex 2 is manufactured by using the EFG method as described above, a small amount of molybdenum (Mo) or tungsten (W), which is the material of the crucible 5, is dissolved in the melt 21 in a small amount, and the ceramic complex 2 is formed. It is taken in by 2. Therefore, the ceramic complex 2 contains a small amount of Mo or W in addition to the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase, MgO and Ce.
  • the amount of Mo or W contained in the ceramic complex 2 is preferably in the range of 1 mol ⁇ ppm or more and 30,000 mol ⁇ ppm or less, and more preferably in the range of 100 mol ⁇ ppm or more and 3000 mol ⁇ ppm or less.
  • the content of Mo or W is set to less than 1 mol ⁇ ppm. That is very difficult.
  • the Mo or W content is increased to exceed 30,000 mol ⁇ ppm, the crystallinity of the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase deteriorates, and the wavelength conversion efficiency deteriorates, which is not preferable.
  • the Mo or W content is set to 100 mol ⁇ ppm or more and 3000 mol ⁇ ppm or less, these problems can be solved and the amount of white light emitted can be increased by uniformly scattering the primary light and the secondary light. Therefore, it is the most desirable.
  • the content of Mo or W contained in the ceramic complex 2 is set to at least 1 mol ⁇ ppm or more and 30,000 mol ⁇ ppm or less, a fine lamellar structure is formed to uniformly scatter light, and the emission intensity is uniform. It is possible to improve the conversion and conversion efficiency.
  • the shape and size of the ceramic complex 2 are not limited, but from the viewpoint of preventing deterioration of workability of the ceramic complex 2, a square shape having a width of 0.5 mm or more and 300 mm or less and a length of 10 mm or more and 1000 mm or less, or a diameter. It is desirable that the shape is 0.5 mm or more and 2 mm or less. As described above, since the ceramic complex 2 of the present embodiment is manufactured by using the EFG method, it is possible to easily obtain a large-area ceramic complex 2 by increasing the width of the die 9 and the length to be pulled up. Is.
  • the average value of the lamella spacing is in the range of 0.5 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less and has a fine structure, light is likely to be scattered at the interface between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase. Even if the area is large, light can be uniformly scattered over the entire in-plane area, and uniform white light can be obtained.
  • the lamellar structure has the interfaces of the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase at a density of 30 elements / mm or more and 800 elements / mm or less, the Y 3 Al 5 O 12 phase and Al light tends to be scattered at the interface 2 O 3 phase, in-plane whole area uniform even large area can be scattered light to obtain a uniform white light.
  • the thickness of the ceramic complex 2 is not limited, but is preferably 0.1 mm or more and 4.0 mm or less, and more preferably 0.5 mm or more and 2.0 mm or less.
  • the thickness of the ceramic complex 2 is less than 0.1 mm, it becomes difficult to control the growth by the EFG method, and the influence of the thickness due to the manufacturing error and the influence of the thickness unevenness in the plane become large. It becomes difficult to obtain white light uniformly over the entire area.
  • the thermal conductivity of the Y 3 Al 5 O 12 phase contained in the ceramic composite 2 is only about 1/4 of that of the Al 2 O 3 phase, the heat dissipation property deteriorates when the crystal is thickened, and the temperature on the surface and inside deteriorates. Differences are likely to occur.
  • the thickness of the ceramic complex 2 is larger than 4.0 mm, a temperature difference between the outside and the inside in the thickness direction is likely to occur when the ceramic complex 2 is pulled up by the EFG method, a colony structure is likely to occur, and the lamella spacing is increased. It is not preferable because the uniformity is impaired. Further, it is not preferable because the interfacial densities of the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase become non-uniform.
  • FIG. 10 to 12 are micrographs showing the lamellar structure when the pulling speed by the EFG method is changed, FIG. 10 shows the case of pulling at a small speed, and FIG. 11 shows the case of pulling at a medium speed. The case is shown, and FIG. 12 shows the case of pulling up at a large speed.
  • the range shown in each photograph is a square with a side of 129 ⁇ m.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.5 mol%, and the pulling speed was 0.035 inch / hour (about 0.9 mm / hour).
  • the result of measuring the average of the lamellar intervals of the Y 3 Al 5 O 12 phase was 26.6 ⁇ m.
  • blue light with a wavelength of 450 nm was irradiated to a comparative example of a ceramic composite 2 having a thickness of 0.2 mm, the blue light was not sufficiently wavelength-converted, and the white light irradiated to the outside had a strong bluish tint and color. The unevenness was also large. (Example 1)
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.5 mol%, and the pulling speed was 0.2 inch / hour (about 5 mm / hour).
  • the result of measuring the average of the lamella intervals of the Y 3 Al 5 O 12 two-phase was 15.2 ⁇ m.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.3 mol%, and the pulling speed was 1.0 inch / hour (about 25 mm / hour).
  • the result of measuring the average of the lamellar intervals of the Y 3 Al 5 O 12 phase was 6.0 ⁇ m.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.5 mol%, and the pulling speed was 1.0 inch / hour (about 25 mm / hour).
  • the result of measuring the average of the lamellar intervals of the Y 3 Al 5 O 12 phase was 5.5 ⁇ m.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.3 mol%, and the pulling speed was 2.0 inches / hour (about 50 mm / hour).
  • the result of measuring the average of the lamellar intervals of the Y 3 Al 5 O 12 phase was 3.5 ⁇ m. (Example 5)
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.5 mol%, and the pulling speed was 2.0 inches / hour (about 50 mm / hour).
  • the result of measuring the average of the lamellar intervals of the Y 3 Al 5 O 12 phase was 4.6 ⁇ m. (Example 6)
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 1.0 mol%, and the pulling speed was 2.0 inches / hour (about 50 mm / hour).
  • the result of measuring the average of the lamellar intervals of the Y 3 Al 5 O 12 phase was 5.1 ⁇ m.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.3 mol%, and the pulling speed was 4.0 inches / hour (about 100 mm / hour).
  • the result of measuring the average of the lamellar intervals of the Y 3 Al 5 O 12 phase was 2.6 ⁇ m.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.5 mol%, and the pulling speed was 4.0 inches / hour (about 100 mm / hour).
  • the result of measuring the average of the lamellar intervals of the Y 3 Al 5 O 12 phase was 3.0 ⁇ m.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 1.0 mol%, and the pulling speed was 4.0 inches / hour (about 100 mm / hour).
  • the result of measuring the average of the lamellar intervals of the Y 3 Al 5 O 12 phase was 4.4 ⁇ m. (Example 10)
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.5 mol%, and the pulling speed was 8.0 inches / hour (about 200 mm / hour).
  • the result of measuring the average of the lamellar intervals of the Y 3 Al 5 O 12 phase was 4.4 ⁇ m.
  • the ceramic composite 2 of the present embodiment has at least two oxide phases of Y 3 Al 5 O 12 phase and Al 2 O 3 phase as a lamellar structure, and Y 3 Al 5 O 12 Since the average value of the lamellar spacing in the phase is 0.5 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less and MgO is contained in an amount of 10 ppm or more and 500 ppm or less, the primary light and the secondary light can be uniformly scattered to improve the wavelength conversion efficiency. It will be possible.
  • Mo or W is contained and the Mo or W content is set to 1 mol ⁇ ppm or more and 30,000 mol ⁇ ppm or less, a fine lamellar structure is formed to uniformly scatter light and emit white light. It is possible to make the intensity uniform and improve the conversion efficiency from blue light to white light. Further, it is possible to uniformly scatter the primary light and the secondary light to improve the wavelength conversion efficiency.
  • the pulling speed of the seed crystal is varied within the range of 0.9 mm / hour or more and 400 mm / hour or less, and Ce is converted into the ceramic complex 2. Even if it is contained, the occurrence of colony structure can be prevented.
  • the colony structure is a structure in which a portion of a lamellar structure in which a plurality of phases having a short phase interval are densely present is surrounded by a portion in which a plurality of phases having a long phase interval are sparsely present. As shown in FIGS. 9 to 12, no such colony structure was confirmed to occur in the present embodiment and the examples. Therefore, uneven emission of white light in the ceramic complex 2 can be prevented.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.5 mol%, and the pulling speed was 0.035 inch / hour (about 0.9 mm / hour).
  • the number of interfaces between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase in a square having a side of 129 ⁇ m was about 4.8 on average in the vertical and horizontal directions. Therefore, the average density of interfaces in a square with a side of 129 ⁇ m is 37 pieces / mm.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.5 mol%, and the pulling speed was 0.2 inch / hour (about 5 mm / hour).
  • the number of interfaces between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase in a square having a side of 129 ⁇ m was about 11.4 on average in the vertical and horizontal directions. Therefore, the average density of interfaces in a square with a side of 129 ⁇ m is 88 pieces / mm.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.3 mol%, and the pulling speed was 1.0 inch / hour (about 25 mm / hour).
  • the number of interfaces between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase in a square having a side of 129 ⁇ m was 23.8 on average in the vertical and horizontal directions. Therefore, the average density of interfaces in a square with a side of 129 ⁇ m is 184.5 pieces / mm.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.5 mol%, and the pulling speed was 1.0 inch / hour (about 25 mm / hour).
  • the number of interfaces between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase in a square having a side of 129 ⁇ m was about 25.5 on average in the vertical and horizontal directions. Therefore, the average density of interfaces in a square with a side of 129 ⁇ m is 198 / mm.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.3 mol%, and the pulling speed was 2.0 inches / hour (about 50 mm / hour).
  • the number of interfaces between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase in a square having a side of 129 ⁇ m was 40.0 on average in the vertical and horizontal directions. Therefore, the average density of interfaces in a square with a side of 129 ⁇ m is 310.1 pieces / mm.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.5 mol%, and the pulling speed was 2.0 inches / hour (about 50 mm / hour).
  • the number of interfaces between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase in a square having a side of 129 ⁇ m was about 36 on average in the vertical and horizontal directions. Therefore, the average density of interfaces in a square with a side of 129 ⁇ m is 279 pieces / mm.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 1.0 mol%, and the pulling speed was 2.0 inches / hour (about 50 mm / hour).
  • the number of interfaces between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase in a square having a side of 129 ⁇ m was 25.7 on average in the vertical and horizontal directions. Therefore, the average density of interfaces in a square with a side of 129 ⁇ m is 199.2 pieces / mm.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.3 mol%, and the pulling speed was 4.0 inches / hour (about 100 mm / hour).
  • the number of interfaces between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase in a square having a side of 129 ⁇ m was 52.7 on average in the vertical and horizontal directions. Therefore, the average density of interfaces in a square with a side of 129 ⁇ m is 408.5 pieces / mm.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.5 mol%, and the pulling speed was 4.0 inches / hour (about 100 mm / hour).
  • the number of interfaces between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase in a square having a side of 129 ⁇ m was about 51 on average in the vertical and horizontal directions. Therefore, the average density of interfaces in a square with a side of 129 ⁇ m is 395 / mm.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 1.0 mol%, and the pulling speed was 4.0 inches / hour (about 100 mm / hour).
  • the number of interfaces between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase in a square having a side of 129 ⁇ m was 30.8 on average in the vertical and horizontal directions. Therefore, the average density of interfaces in a square with a side of 129 ⁇ m is 238.8 pieces / mm.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.5 mol%, and the pulling speed was 8.0 inches / hour (about 200 mm / hour).
  • the number of interfaces between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase in a square having a side of 129 ⁇ m was 72.1 on average in the vertical and horizontal directions. Therefore, the average density of interfaces in a square with a side of 129 ⁇ m is 559 pieces / mm.
  • the concentration of Ce contained in the ceramic complex 2 was 0.5 mol%, and the pulling speed was 16.0 inches / hour (about 400 mm / hour).
  • the number of interfaces between the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase in a square having a side of 129 ⁇ m was 103.2 on average in the vertical and horizontal directions. Therefore, the average density of interfaces in a square with a side of 129 ⁇ m is 790 / mm.
  • the higher the pulling speed, the higher the interfacial density and the light can be scattered uniformly. However, if it is larger than 500 mm / hour (about 140 ⁇ m / sec), the interfacial density becomes too large and the light is scattered. Is not preferable because it is less likely to occur.
  • the pulling speed is higher than 400 mm / hour (about 110 ⁇ m / sec), it becomes difficult to control the temperature of the melt pool 22, and therefore it becomes difficult to control the size of the lamellar structure. Further, if the pulling speed is too high, the melt 21 of the melt pool 22 is likely to be separated from the seed crystal 17, the neck 25, and the straight body portion 26, and the growth is likely to be interrupted, which is not preferable.
  • the lamellar structure contains the interfaces of the Y 3 Al 5 O 12 phase and the Al 2 O 3 phase at a density of 30 pieces / mm or more and 800 pieces / mm or less. Therefore, it is possible to uniformly scatter the primary light and the wavelength-converted secondary light to improve the wavelength conversion efficiency.
  • the pulling speed of the seed crystal is varied within the range of 0.9 mm / hour or more and 400 mm / hour or less, and Ce is converted into the ceramic complex 2. Even if it is contained, the occurrence of colony structure can be prevented.
  • the colony structure is a structure in which a portion of a lamellar structure in which a plurality of phases having a short phase interval are densely present is surrounded by a portion in which a plurality of phases having a long phase interval are sparsely present. As shown in FIGS. 9 to 12 and 14 to 15, no such colony structure was confirmed to occur in the present embodiment and the examples. Therefore, uneven emission of white light in the ceramic complex 2 can be prevented.

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Abstract

【課題】一次光と波長変換された二次光を均一に散乱して、波長変換効率を向上させることが可能なセラミック複合体を提供する。 【解決手段】少なくともＹ３Ａｌ５Ｏ１２相およびＡｌ２Ｏ３相の２つの酸化物相をラメラ構造として有し、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相におけるラメラ間隔の平均値が０．５μｍ以上２０μｍ以下であり、ＭｇＯが１０ｐｐｍ以上５００ｐｐｍ以下含有されているセラミック複合体である。また、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相がＣｅで付活されており、Ｃｅの含有量が、０．０１ｍｏｌ％以上５．０ｍｏｌ％以下である。

Description

セラミック複合体
　本発明は、セラミック複合体に関し、特にＹ３Ａｌ５Ｏ１２相およびＡｌ２Ｏ３相の２つの酸化物相をラメラ構造として有するセラミック複合体に関する。
　現在、光源として青色光を発光する発光ダイオード（ＬＥＤ：Ｌｉｇｈｔ　Ｅｍｉｔｔｉｎｇ　Ｄｉｏｄｅ）や半導体レーザを用い、青色光の一部を波長変換部材で黄色光に波長変換して、青色光と黄色光の混色により白色光を照射する照明装置が普及している。このような照明装置では、波長変換部材にＹＡＧ（Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２）系の蛍光体材料を用い、樹脂やガラスに蛍光体粉末を含有させるものが提案されている。
　また、特許文献１，２には、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相およびＡｌ２Ｏ３相が共晶として連続的に三次元的に相互に絡み合ったラメラ構造を有するセラミック複合体が提案されている。このような特許文献１，２に記載されたセラミック複合体では、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相で青色光を黄色光に波長変換するとともに、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面で青色光と黄色光が散乱されて混色で白色を得ることができる。
特許第４６０９３１９号公報 特許第５２４６３７６号公報
　しかし特許文献１，２では、一方向凝固法としてブリッジマン法を用いてセラミック複合体が製造されており、坩堝の移動速度を１～２０ｍｍ／時間としているため、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相およびＡｌ２Ｏ３相の微細化に限界があった。またブリッジマン法では固液界面の乱れから生じるコロニー構造ができてしまう。そのため、特許文献１，２に記載されたセラミック複合体では、一次光である青色光と波長変換された黄色光の発光にむらがあり、混色を十分に行って均一な白色光とすることが困難であった。特に、セラミック複合体が薄い場合には、コロニー構造によるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相のむらにより、波長変換にむらがあり、均一な白色光を得ることが困難であった。
　そこで本発明は、上記従来の問題点に鑑みなされたものであり、一次光と波長変換された二次光を均一に散乱して、波長変換効率を向上させることが可能なセラミック複合体を提供することを目的とする。
　上記課題を解決するために、本発明のセラミック複合体は、少なくともＹ３Ａｌ５Ｏ１２相およびＡｌ２Ｏ３相の２つの酸化物相をラメラ構造として有し、前記Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相におけるラメラ間隔の平均値が０．５μｍ以上２０μｍ以下であり、ＭｇＯが１０ｐｐｍ以上５００ｐｐｍ以下含有されていることを特徴とする。
　このような本発明のセラミック複合体では、前記Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相におけるラメラ間隔の平均値が０．５μｍ以上２０μｍ以下であり、ＭｇＯが１０ｐｐｍ以上５００ｐｐｍ以下含有されているため、一次光と二次光を均一に散乱して、波長変換効率を向上させることが可能となる。
　上記課題を解決するために、本発明のセラミック複合体は、少なくともＹ３Ａｌ５Ｏ１２相およびＡｌ２Ｏ３相の２つの酸化物相をラメラ構造として有し、ＭｇＯが１０ｐｐｍ以上５００ｐｐｍ以下含有されており、前記ラメラ構造は、前記Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相および前記Ａｌ２Ｏ３相の界面が、３０個／ｍｍ以上８００個／ｍｍ以下の密度で含まれていることを特徴とする。
　このような本発明のセラミック複合体では、ラメラ構造にＹ３Ａｌ５Ｏ１２相およびＡｌ２Ｏ３相の界面が３０個／ｍｍ以上８００個／ｍｍ以下の密度で含まれているため、一次光と波長変換された二次光を均一に散乱して、波長変換効率を向上させることが可能となる。
　また、本発明の一態様では、前記ＭｏまたはＷの含有量が、１ｍｏｌ・ｐｐｍ以上３００００ｍｏｌ・ｐｐｍ以下である。
　また、本発明の一態様では、前記Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相がＣｅで付活されている。
　また、本発明の一態様では、前記Ｃｅの含有量が、０．０１ｍｏｌ％以上５．０ｍｏｌ％以下である。
　また、本発明の一態様では、厚みが０．５ｍｍ以上２．０ｍｍ以下である。
　また、本発明の一態様では、前記セラミック複合体の平面方向の形状は、幅が０．５ｍｍ以上３００ｍｍ以下で長さが１０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下の方形状、または直径が０．５ｍｍ以上２ｍｍ以下の形状である。
　本発明では、一次光と波長変換された二次光を均一に散乱して、波長変換効率を向上させることが可能なセラミック複合体を提供することができる。
ＥＦＧ法によるセラミック複合体の製造装置を示す概略構成図である。 （ａ）本発明の実施形態に係るダイの一例を模式的に示す平面図である。（ｂ）同図（ａ）の正面図である。（ｃ）同図（ａ）の側面図である。 （ａ）本発明の実施形態に係る種結晶の一例を示す説明図である。（ｂ）本発明の実施形態に係る種結晶の他の例を示す説明図である。（ｃ）本発明の実施形態に係る種結晶の更に他の例を示す説明図である。 本発明の実施形態における種結晶と仕切り板との位置関係を模式的に示す斜視図である。 （ａ）本発明の実施形態における種結晶と仕切り板との位置関係を模式的に示す正面図である。（ｂ）本発明の実施形態における、種結晶の一部を溶融する様子を示す正面図である。 （ａ）本発明の実施形態に係る種結晶において、下辺が櫛歯形状の種結晶を示す説明図である。（ｂ）本発明の実施形態に係る種結晶において、下辺が鋸形形状の種結晶を示す説明図である。 本発明の実施形態に係るセラミック複合体のスプレディング工程を模式的に示す斜視図である。 ＥＦＧ法により得られる、本発明の実施形態に係る複数のセラミック複合体を部分的に示す斜視図である。 ＥＦＧ法によって得られたセラミック複合体２の表面を示す顕微鏡写真である。 ＥＦＧ法での引き上げ速度を変化させた際のラメラ構造を示す顕微鏡写真であり、小さい速度で引き上げた場合を示している。 ＥＦＧ法での引き上げ速度を変化させた際のラメラ構造を示す顕微鏡写真であり、中程度の速度で引き上げた場合を示している。 ＥＦＧ法での引き上げ速度を変化させた際のラメラ構造を示す顕微鏡写真であり、大きい速度で引き上げた場合を示している。 ＥＦＧ法によるセラミック複合体の成長工程の別形態を示す斜視図である。 セラミック複合体２に含まれるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の計測方法例を示す図であり、縦方向での計測を示している。 セラミック複合体２に含まれるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の計測方法例を示す図であり、横方向での計測を示している。 Ｃｅ濃度が０．５ｍｏｌ％である実施例の引き上げ速度と界面密度の関係を示すグラフである。
　以下、本発明の実施の形態について、図面を参照して詳細に説明する。各図面に示される同一または同等の構成要素、部材、処理には、同一の符号を付すものとし、適宜重複した説明は省略する。図１から図８は、本発明の実施形態に係る複数のセラミック複合体及びその製造方法について説明する図である。
　図１に示すように、セラミック複合体の製造装置１は、セラミック複合体２を育成する育成容器３と、育成したセラミック複合体２を引き上げる引き上げ容器４とから構成され、ＥＦＧ（Ｅｄｇｅ－ｄｅｆｉｎｅｄ　Ｆｉｌｍ－ｆｅｄ．　Ｇｒｏｗｔｈ）法によりセラミック複合体２を育成成長する。
　育成容器３は、坩堝５、坩堝駆動部６、ヒータ７、電極８、ダイ９、及び断熱材１０を備える。坩堝５はモリブデン製またはタングステン製であり、原料を溶融する。坩堝駆動部６は、坩堝５をその鉛直方向を軸として回転させる。ヒータ７は坩堝５を加熱する。また、電極８はヒータ７を通電する。ダイ９は坩堝５内に設置され、セラミック複合体２を引き上げる際の原料融液（以下、必要に応じて単に「融液」と表記）２１の液面形状を決定する。また断熱材１０は、坩堝５とヒータ７とダイ９を取り囲んでいる。
　更に育成容器３は、雰囲気ガス導入口１１と排気口１２を備える。雰囲気ガス導入口１１は、雰囲気ガスとして例えばアルゴンガスを育成容器３内に導入するための導入口であり、坩堝５やヒータ７、及びダイ９の酸化消耗を防止する。一方、排気口１２は育成容器３内を排気するために備えられる。
　引き上げ容器４は、シャフト１３、シャフト駆動部１４、ゲートバルブ１５、及び基板出入口１６を備え、種結晶１７から育成成長した複数の平板形状のセラミック複合体２を引き上げる。シャフト１３は種結晶１７を保持する。またシャフト駆動部１４は、シャフト１３を坩堝５に向けて昇降させると共に、その昇降方向を軸としてシャフト１３を回転させる。ゲートバルブ１５は育成容器３と引き上げ容器４とを仕切る。また基板出入口１６は、種結晶１７を出し入れする。
　なお製造装置１は図示されない制御部も有しており、この制御部により坩堝駆動部６及びシャフト駆動部１４の回転を制御する。
　次に、ダイ９について説明する。ダイ９はモリブデン製であり、図２に示すように多数の仕切り板１８を有する。図２ではダイの一例として、仕切り板１８が３０枚であり、ダイ９が１５個形成されている場合を示している。仕切り板１８は同一の平板形状を有し、微小間隙（スリット）１９を形成するように互いに平行に配置されて、１つのダイ９を形成している。スリット１９は、ダイ９のほぼ全幅に亘って設けられる。また複数のダイ９は同一形状を有すると共に、その長手方向が互いに平行となるように所定の間隔で並列に配置されているため、複数のスリット１９が設けられることとなる。各仕切り板１８の上部は斜面３０が形成されており、互いの斜面３０が向かい合わせで配置されることで、鋭角の開口部２０が形成されている。またスリット１９は融液２１を毛細管現象によって、各ダイ９の下端から開口部２０に上昇させる役割を有している。
　坩堝５内に投入される原料は、坩堝５の温度上昇に基づいて溶融（原料メルト）し、融液２１となる。この融液２１の一部は、ダイ９のスリット１９に浸入し、前記のように毛細管現象に基づいてスリット１９内を上昇し開口部２０から露出して、開口部２０で原料融液溜まり２２が形成される（図５（ａ）参照）。ＥＦＧ法では、原料融液溜まり（以下、必要に応じて「融液溜まり」と表記）２２で形成される融液面の形状に従って、セラミック複合体２が成長する。図２に示したダイ９では、融液面の形状は細長い長方形となるので、平板形状のセラミック複合体２が製造される。
　次に、種結晶１７について説明する。図１、図４、及び図５に示すように本実施形態では、種結晶１７として平板形状のセラミック複合体製の基板を用いる。更に、種結晶１７の平面方向とダイ９の長手方向は、互いに９０°の角度で以て直交となるように、種結晶１７が配置される。また、種結晶１７とセラミック複合体２も９０°の角度で以て直交するので、図１ではセラミック複合体２の側面を示している。
　種結晶１７は、シャフト１３の下部の基板保持具（図示せず）との接触面積が大きいと、熱膨張率の差による応力のため変形し、場合によっては破損してしまう。反対に熱膨張率の差により種結晶１７の固定が緩む場合もある。従って、種結晶１７と基板保持具との接触面積は小さい方が好ましい。また、種結晶１７は基板保持具に確実に固定できる基板形状の必要がある。
　図３は種結晶１７の基板形状の一例を示した図である。このうち、同図（ａ）及び（ｂ）は、種結晶１７の上部に切り欠き部２３を設けたものである。この切り欠き部２３を利用して、例えば２カ所の切り欠き部２３の下側からＵ字形の基板保持具を差し込んで、接触面積を小さくしつつ確実に種結晶１７を保持することが可能となる。
　また、図３（ｃ）に示したように、種結晶１７内側に切り欠き穴２４を設けても良い。この切り欠き穴２４を利用して、例えば２カ所の切り欠き穴２４に係止爪を差し込んで、基板保持具と種結晶１７との接触面積を小さくしつつ、確実に種結晶１７を保持することが可能となる。
　次に、前記製造装置１を使用したセラミック複合体２の製造方法を説明する。最初にセラミック複合体の原料である、造粒された原料粉末（一例として酸化アルミニウムを６４．７１重量％、酸化イットリウムを３５．０２重量％、酸化マグネシウムを０．００３重量％、酸化セリウム０．２７重量％含んだ粉末）をダイ９が収納された坩堝５に所定量投入して充填する。原料粉末には、製造しようとするセラミック複合体の純度又は組成に応じて、上記以外の化合物や元素が含まれていてもよい。
　続いて、坩堝５やヒータ７若しくはダイ９を酸化消耗させないために、育成容器３内をアルゴンガスで置換し、酸素濃度を所定値以下とする。
　次に、ヒータ７で加熱して坩堝５を所定の温度とし、原料粉末を溶融する。酸化アルミニウムの融点は２０５０℃から２０７２℃程度なので、坩堝５の加熱温度はその融点以上の温度（例えば２１００℃）に設定する。加熱後しばらくすると原料粉末が溶融して、原料の融液２１が用意される。更に融液２１の一部はダイ９のスリット１９を毛細管現象により上昇してダイ９の表面に達し、スリット１９上部に融液溜まり２２が形成される。
　次に図４及び図５に示すように、スリット１９上部の融液溜まり２２の長手方向に対して垂直な角度に種結晶１７を保持しつつ降下させ、種結晶１７を融液溜まり２２の融液面に接触させる。なお、種結晶１７は、予め基板出入口１６から引き上げ容器４内に導入しておく。図４ではスリット１９や開口部２０の見易さを優先するため、融液２１と融液溜まり２２の図示を省略している。
　図４は、種結晶１７と仕切り板１８との位置関係を示した図である。前記の通り、種結晶１７の平面方向を仕切り板１８の長手方向と直交させることにより、種結晶１７と融液２１との接触面積を小さくすることが可能となる。従って、種結晶１７の接触部分が融液２１となじみ、育成成長されるセラミック複合体２に結晶欠陥が生じにくくなる。
　種結晶１７を融液面に接触させる際に、種結晶１７の下部を仕切り板１８の上部に接触させて溶融しても良い。図５（ｂ）は、種結晶１７の一部を溶融する様子を示した図である。このように種結晶１７の一部を溶融することで、種結晶１７と融液２１との温度差を速やかに解消することができ、セラミック複合体２での結晶欠陥の発生を更に低減することが可能となる。
　続いて基板保持具を所定の上昇速度で引き上げて、種結晶１７の引き上げを開始する。具体的にはシャフト１３により基板保持具を所定の速度で上昇させる。
　なお、ダイ９の開口部２０に対する種結晶の位置合わせをより容易にするため、種結晶１７の下辺に凹凸を設けてもよい。図６は、種結晶１７の下辺の形状を例示した図であり、同図（ａ）は下辺が櫛歯形状の場合を、同図（ｂ）では鋸形形状の場合を示している。
　この凹凸の間隔は、開口部２０の間隔に合わせ、凸部分を融液溜まり２２の中心に合わせる。凸部分を設けることで凸部分をセラミック複合体２の成長開始点とすることができ、セラミック複合体２がより容易に形成可能となる。なお、凹凸の形状は図６に示したものには限定されず、例えば波形の凹凸形状であっても良い。
　基板保持具を所定の速度で上昇させ、種結晶１７を中心に図７に示すようにセラミック複合体２をダイ９の長手方向に拡幅するように結晶成長させる（スプレディング）。セラミック複合体２が、ダイ９の全幅（仕切り板１８の端）まで拡幅すると（フルスプレッド）、ダイ９の全幅と同程度の幅を有する、面積の広い平板形状のセラミック複合体２が育成される（直胴工程）。図７は、スプレディング工程によりセラミック複合体２の幅が広がる様子を示した模式図である。幅の広いセラミック複合体２が得られることにより、セラミック複合体製品の歩留まりが向上する。
　スプレディング工程により、ダイ９の全幅までセラミック複合体２を成長させた後、図８に示すようにダイ９の全幅と同程度の一定幅を有する、平板形状の直胴部分２６を所定の速度で所定の長さ（直胴長さ）まで引き上げる引き上げ工程を実施し、平板形状のセラミック複合体２を得る。
　引き上げ工程の期間中には、スリット１９の上部に形成されている融液溜まり２２での融液２１の界面温度が一定となるように、ヒータ７等を用いて温度制御する。セラミック複合体２は、融液溜まり２２まで上昇してきた融液２１が種結晶１７やネック２５、直胴部分２６と接触して引き上げられながら冷却されることで成長する。したがって、融液溜まり２２の温度を一定に管理することで、セラミック複合体２の成長期間において結晶の成長条件を同等に保つことができ、セラミック複合体２全域にわたって均一なラメラ構造を形成することができる。
　引き上げ工程における種結晶１７の引き上げ速度は、０．９ｍｍ／時間以上４００ｍｍ／時間以下の範囲とすることが好ましい。より好ましくは５０ｍｍ／時間以上２００ｍｍ／時間以下の範囲である。種結晶１７の引き上げ速度を５０ｍｍ／時間以上とすることにより、セラミック複合体２へのクラック導入を防止可能となる。更に、前記引き上げ速度を２００ｍｍ／時間以下とすることにより、セラミック複合体２の育成状態をより安定化することが出来る。
　引き上げ速度が０．９ｍｍ／時未満の場合には、引き上げ速度の誤差に対してラメラ構造のサイズ変動が大きくなるため、ラメラ構造のサイズを制御することが困難になる。従って、育成成長させたセラミック複合体２の白色光の発光強度の低下を招いてしまう。また、成長速度が遅いため生産性が低くなる。引き上げ速度が４００ｍｍ／時間より大きい場合には、融液溜まり２２の温度を制御することが困難になるため、ラメラ構造のサイズを制御することも困難になる。また、引き上げ速度が大きすぎると、融液溜まり２２の融液２１が種結晶１７やネック２５、直胴部分２６から分離して成長が中断する可能性が高くなるため好ましくない。
　この後、得られたセラミック複合体２を放冷し、ゲートバルブ１５を空け、引き上げ容器４側に移動して、基板出入口１６から取り出す。得られた平板形状のセラミック複合体２の外観を図８に示す。直胴長さは特に限定されないが、２インチ以上（５０．８ｍｍ以上）が好ましい。
　また図１３に示すように、ダイ９の全幅と種結晶１７の幅を同一とし、種結晶１７の全幅と同じ幅でセラミック複合体２を育成成長させても良い。なお図１３でもスリット１９の見易さを優先するため、融液２１と融液溜まり２２の図示を省略している。
　以上説明したような製造装置１、種結晶１７、及びダイ９を用いることにより、共通の種結晶１７から複数のセラミック複合体２を同時に製造することが出来る。従って、一枚当たりのセラミック複合体２の製造コストを下げることが可能となる。
　またＥＦＧ法では、複数のセラミック複合体２を育成成長する。従って、複数のセラミック複合体２が均一に冷却及び放冷される事で、ばらつきの無い均一なラメラ構造を得ることが出来る。
　従って、種結晶１７、及び仕切り板１８を含めたダイ９は、精密に位置決めする必要がある。よって図１に示したように製造装置１は、ダイ９を設置する坩堝５を回転する坩堝駆動部６、及びその回転を制御する制御部（図示せず）が設けられている。またシャフト１３に関しても、シャフト１３を回転するシャフト駆動部１４、及びその回転を制御する制御部（図示せず）が設けられている。即ち、ダイ９に対する種結晶１７の位置決めは、制御部によりシャフト１３又は坩堝５を回転させて調整する。なお、種結晶１７とダイ９との精密な位置決めについては、各仕切り板１８の斜面３０の一部を切り欠いたダイ９を使用することによっても行うことが出来る。
　図９は、上述したＥＦＧ法によって得られたセラミック複合体２の表面を示す顕微鏡写真である。図９中に写真で示されている範囲は、１辺が１２９μｍの正方形である。図９に示すように、本実施形態のセラミック複合体２は、第１相であるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相と、第２相であるＡｌ２Ｏ３相が共晶として存在しており、第１相と第２相が相互に立体的に絡み合ったラメラ構造を有している。図中において濃色で示された領域がＹ３Ａｌ５Ｏ１２相であり、淡色で示された領域がＡｌ２Ｏ３相である。また、第１相および第２相は、島状に独立して分離したものが少なく、三次元方向に連続した領域を有している。
　またセラミック複合体２に含まれるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相の組成比は、共晶組成近傍の１９．７２±２．００ｍｏｌ％である。Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相の組成比がこの範囲を外れると、Ａｌ２Ｏ３相との共晶でラメラ構造を均一に形成することが困難である。
　また、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相におけるＣｅの含有量は０．０１ｍｏｌ％以上５．０ｍｏｌ％以下の範囲が好ましい。０．０１ｍｏｌ％未満ではセラミック複合体２の発効強度が弱くなって照明装置用途に不適格となってしまう。他方、５．０ｍｏｌ％超では所望以外の他の化合物が生成し、白色光の発光に寄与しなくなる為である。Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のＹが部分的にＣｅに置換されることで、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相が蛍光体材料として機能し、一次光である青色光を吸収して二次光の黄色光を放出する。Ａｌ２Ｏ３相の熱伝導率はＹ３Ａｌ５Ｏ１２相の熱伝導率の約４倍と大きく、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相での一次光を二次の黄色光に変換する際の発熱を効率的に放熱できる。Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相ではＣｅ濃度によって吸収波長や発光波長が変化するが、本実施形態のセラミック複合体では後述するように比較的Ｃｅの含有量が多くても均一に微細なラメラ構造を形成することができる。
　またセラミック複合体２には、ＭｇＯが１０ｐｐｍ以上５００ｐｐｍ以下の範囲で含有されている。ＭｇＯをこの範囲で含有することにより、青色光から白色光への変換効率が高められ、白色光の発光強度を大きく出来る。
　また、本実施形態のセラミック複合体２では、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相のラメラ構造では、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相におけるラメラ間隔の平均値が０．５μｍ以上２０μｍ以下である。ここでＹ３Ａｌ５Ｏ１２相のラメラ間隔とは、Ａｌ２Ｏ３相に挟まれたＹ３Ａｌ５Ｏ１２相の幅を示しており、連続したＹ３Ａｌ５Ｏ１２相の長手方向を横断した幅を示している。ラメラ間隔が０．５μｍ未満の場合には、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のサイズが青色光の波長の数倍程度となってしまい均一に青色光を黄色光に波長変換することが困難になってしまう。また、ラメラ間隔が２０μｍよりも大きい場合には、ラメラ構造の緻密さが不十分であり、セラミック複合体２を青色光が透過する間にＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面に入射する回数が減少し、十分に光が散乱されず波長変換や混色の効率が低下してしまう。
　図１４及び図１５は、セラミック複合体２に含まれるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の計測方法例を示す図であり、図１４は縦方向での計測を示し、図１５は横方向での計測を示している。はじめに図１４及び図１５に示したように、本実施形態のセラミック複合体２の表面を顕微鏡で撮影した図９の写真を二値化する。次に、縦方向および横方向にそれぞれ５箇所ずつ縦線および横線を引き、縦線および横線と交差するＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の個数を計測する。なお、図１４と図１５は共に１辺が１２９μｍの正方形に於けるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の個数を計測している。
　図１４では、５本の縦線とラメラ構造の界面がそれぞれ２２箇所、２０箇所、１９箇所、２９箇所、２９箇所で交差しており、平均は２３．８箇所である。また図１５では、５本の横線とラメラ構造の界面がそれぞれ３７箇所、３１箇所、３５箇所、３２箇所、３７箇所で交差しており、平均は３４．４箇所である。したがって、図１４及び図１５では全体の平均は２９．１箇所であり、１辺が１２９μｍの正方形に於ける界面の平均密度は２２５．６個／ｍｍである。図１４及び図１５では、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相と前記Ａｌ２Ｏ３相の界面数の計測に、縦方向と横方向に各５本の線を用いたが、本数に限定はなく１本以上の直線領域での計測でよい。
　本実施形態のセラミック複合体２では、Ｃｅ含有量を０．１ｍｏｌ％以上５．０ｍｏｌ％以下の範囲で調節している。従って、ラメラ構造にはＹ３Ａｌ５Ｏ１２相およびＡｌ２Ｏ３相の界面が、３０個／ｍｍ以上８００個／ｍｍ以下の密度で含まれている。界面が３０個／ｍｍ未満の場合には、ラメラ構造の緻密さが不十分であり、セラミック複合体２を青色光が透過する間にＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面に入射する回数が減少し、十分に光が散乱されず波長変換や混色の効率が低下してしまう。界面が８００個／ｍｍを超える場合には、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のサイズが小さくなり青色光の波長の数倍程度となってしまうため、均一に青色光を黄色光に波長変換することが困難になってしまうおそれがある。
　またセラミック複合体２は、上述したようにＥＦＧ法を用いて製造されているため、坩堝５の材料であるモリブデン（Ｍｏ）またはタングステン（Ｗ）が微量に融液２１に溶け出してセラミック複合体２に取り込まれる。したがって、セラミック複合体２には、上記Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相、ＭｇＯおよびＣｅの他に、微量のＭｏまたはＷが含有されている。
　セラミック複合体２に含有されるＭｏまたはＷの量は、好ましくは１ｍｏｌ・ｐｐｍ以上３００００ｍｏｌ・ｐｐｍ以下の範囲であり、さらに好ましくは１００ｍｏｌ・ｐｐｍ以上３０００ｍｏｌ・ｐｐｍ以下の範囲である。ＥＦＧ法を用いたセラミック複合体２の製造では、坩堝５の材料が融液２１に溶け出すことを完全に防止することが不可能であり、ＭｏまたはＷの含有量を１ｍｏｌ・ｐｐｍ未満とすることは非常に困難である。また、ＭｏまたはＷの含有量を３００００ｍｏｌ・ｐｐｍを超えて大きくすると、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相やＡｌ２Ｏ３相の結晶性が悪化して波長変換効率が悪化するため好ましくない。ＭｏまたはＷの含有量を１００ｍｏｌ・ｐｐｍ以上３０００ｍｏｌ・ｐｐｍ以下に設定すると、これら問題点が解消されると共に、一次光と二次光を均一に散乱して白色光の発光量増加が可能となるため、最も望ましい。したがって、セラミック複合体２に含有されるＭｏまたはＷの含有量を少なくとも１ｍｏｌ・ｐｐｍ以上３００００ｍｏｌ・ｐｐｍ以下とすることで、微細なラメラ構造を形成して均一に光散乱を行い、発光強度の均一化と変換効率の向上を図ることができる。
　坩堝５としてＭｏまたはＷ以外の材料を用いると、融点が低いため坩堝５の材料が融液２１に溶け出す量が増加し、セラミック複合体２に含有される坩堝５由来の元素含有量が増加するため好ましくない。また、坩堝５を構成する材料としてＭｏまたはＷ以外の融点が高い材料を用いることは、原料の融液２１との反応性や、坩堝５の成形性等の問題があり好ましくない。したがって、ＥＦＧ法を用いてセラミック複合体２を製造し、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相のラメラ構造を微細化するためには、セラミック複合体２にＭｏまたはＷが上記範囲で含まれていることが重要である。
　セラミック複合体２の形状やサイズは限定されないが、セラミック複合体２への作業性の悪化防止の点から、幅が０．５ｍｍ以上３００ｍｍ以下で長さが１０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下の方形状、または直径が０．５ｍｍ以上２ｍｍ以下の形状が望ましい。上述したように本実施形態のセラミック複合体２はＥＦＧ法を用いて製造するため、ダイ９の幅と引き上げる長さを大きくすることで、容易に大面積のセラミック複合体２を得ることが可能である。また、ラメラ間隔の平均値が０．５μｍ以上２０μｍ以下の範囲と微細な構造を有していることから、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面で光が散乱されやすく、大面積であっても均一に面内全域で光を散乱し、均一な白色光を得ることができる。また、ラメラ構造がＹ３Ａｌ５Ｏ１２相およびＡｌ２Ｏ３相の界面を３０個／ｍｍ以上８００個／ｍｍ以下の密度で有していることから、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面で光が散乱されやすく、大面積であっても均一に面内全域で光を散乱して均一な白色光を得ることができる。
　また、セラミック複合体２の厚みは限定されないが、０．１ｍｍ以上４．０ｍｍ以下の範囲が好ましく、より好ましくは０．５ｍｍ以上２．０ｍｍ以下の範囲である。セラミック複合体２の厚みが０．１ｍｍ未満である場合には、ＥＦＧ法では育成制御が困難になり、製造誤差による厚みの影響や、面内での厚みムラの影響が大きくなるため、面内全域で白色光を均一に得ることが困難になる。また、セラミック複合体２に含まれるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相の熱伝導率がＡｌ２Ｏ３相の１／４程度しかないため、結晶を厚くすると放熱性が悪化し、表面と内部で温度差が生じやすくなる。よって、セラミック複合体２の厚みが４．０ｍｍより大きい場合には、ＥＦＧ法による引き上げ時に厚さ方向における外側と内側との温度差が生じやすくなり、コロニー構造が発生しやすくなり、ラメラ間隔の均一性が損なわれるため好ましくない。また、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面密度が不均一になるため好ましくない。
　図１０～図１２は、ＥＦＧ法での引き上げ速度を変化させた際のラメラ構造を示す顕微鏡写真であり、図１０は小さい速度で引き上げた場合を示し、図１１は中程度の速度で引き上げた場合を示し、図１２は大きい速度で引き上げた場合を示している。各々の写真で示されている範囲は、１辺が１２９μｍの正方形である。
（比較例）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．５ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を０．０３５インチ／時（約０．９ｍｍ／時）とした。Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のラメラ間隔の平均を計測した結果は２６．６μｍであった。厚みが０．２ｍｍのセラミック複合体２の比較例に対して、波長４５０ｎｍの青色光を照射したところ、青色光が十分に波長変換されず、外部に照射される白色光に青みが強く、色むらも大きかった。
（実施例１）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．５ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を０．２インチ／時（約５ｍｍ／時）とした。Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２２相のラメラ間隔の平均を計測した結果は１５．２μｍであった。
（実施例２）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．３ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を１．０インチ／時（約２５ｍｍ／時）とした。Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のラメラ間隔の平均を計測した結果は６．０μｍであった。
（実施例３）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．５ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を１．０インチ／時（約２５ｍｍ／時）とした。Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のラメラ間隔の平均を計測した結果は５．５μｍであった。
（実施例４）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．３ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を２．０インチ／時（約５０ｍｍ／時）とした。Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のラメラ間隔の平均を計測した結果は３．５μｍであった。
（実施例５）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．５ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を２．０インチ／時（約５０ｍｍ／時）とした。Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のラメラ間隔の平均を計測した結果は４．６μｍであった。
（実施例６）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を１．０ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を２．０インチ／時（約５０ｍｍ／時）とした。Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のラメラ間隔の平均を計測した結果は５．１μｍであった。
（実施例７）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．３ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を４．０インチ／時（約１００ｍｍ／時）とした。Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のラメラ間隔の平均を計測した結果は２．６μｍであった。
（実施例８）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．５ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を４．０インチ／時（約１００ｍｍ／時）とした。Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のラメラ間隔の平均を計測した結果は３．０μｍであった。
（実施例９）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を１．０ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を４．０インチ／時（約１００ｍｍ／時）とした。Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のラメラ間隔の平均を計測した結果は４．４μｍであった。
（実施例１０）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．５ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を８．０インチ／時（約２００ｍｍ／時）とした。Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のラメラ間隔の平均を計測した結果は４．４μｍであった。
　厚みが０．５ｍｍのセラミック複合体２の実施例１～１０に対して、波長４５０ｎｍの青色光を照射したところ、いずれの実施例でも外部に照射される光は均一な白色光であった。
　図１０～図１２に示したように、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のラメラ間隔の平均が２０μｍを超えている比較例では、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相での光の散乱が不十分であるのに対して、実施例１～１０では均一な波長変換効率と白色光の均一さを得ることができた。また、ＥＦＧ法でのセラミック複合体２の引き上げ速度を大きくすることで、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相のラメラ間隔は小さくなる傾向が確認できた。さらに、Ｃｅ濃度を０．０１ｍｏｌ％以上５．０ｍｏｌ％以下の範囲としても、ラメラ構造の微細化は維持されることが確認できた。また、Ｃｅ濃度が低いほうがラメラ間隔は小さくなる傾向も読み取れる。
　以上に述べたように、本実施形態のセラミック複合体２では、少なくともＹ３Ａｌ５Ｏ１２相およびＡｌ２Ｏ３相の２つの酸化物相をラメラ構造として有し、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相におけるラメラ間隔の平均値が０．５μｍ以上２０μｍ以下であり、ＭｇＯが１０ｐｐｍ以上５００ｐｐｍ以下含有されているため、一次光と二次光を均一に散乱して、波長変換効率を向上させることが可能となる。
　更に、ＭｏまたはＷが含有され、ＭｏまたはＷの含有量を１ｍｏｌ・ｐｐｍ以上３００００ｍｏｌ・ｐｐｍ以下に設定しているため、微細なラメラ構造を形成して均一に光散乱を行い、白色光の発光強度の均一化と、青色光から白色光への変換効率の向上を図ることができる。また、一次光と二次光を均一に散乱して、波長変換効率を向上させることが可能となる。
　また本発明では、ＥＦＧ法によりセラミック複合体２を育成成長させる事により、種結晶の引き上げ速度を０．９ｍｍ／時間以上４００ｍｍ／時間以下の範囲内で変動させると共に、Ｃｅをセラミック複合体２に含有させても、コロニー構造の発生を防止する事が出来る。コロニー構造とはラメラ構造の相間隔の短い複数の相が密に存在する部分が、相間隔の長い複数の相が疎に存在する部分によって囲まれている構造である。そのようなコロニー構造は、図９～図１２に示すように、本実施形態及び実施例では何れも発生が確認されなかった。従って、セラミック複合体２に於ける白色光の発光ムラが防止可能となる。
（実施例１１）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．５ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を０．０３５インチ／時（約０．９ｍｍ／時）とした。１辺が１２９μｍの正方形に於けるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の個数は、縦方向と横方向で平均約４．８箇所であった。したがって、１辺が１２９μｍの正方形に於ける界面の平均密度は３７個／ｍｍである。
（実施例１２）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．５ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を０．２インチ／時（約５ｍｍ／時）とした。１辺が１２９μｍの正方形に於けるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の個数は、縦方向と横方向で平均約１１．４箇所であった。したがって、１辺が１２９μｍの正方形に於ける界面の平均密度は８８個／ｍｍである。
（実施例１３）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．３ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を１．０インチ／時（約２５ｍｍ／時）とした。１辺が１２９μｍの正方形に於けるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の個数は、縦方向と横方向で平均２３．８箇所であった。したがって、１辺が１２９μｍの正方形に於ける界面の平均密度は１８４．５個／ｍｍである。
（実施例１４）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．５ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を１．０インチ／時（約２５ｍｍ／時）とした。１辺が１２９μｍの正方形に於けるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の個数は、縦方向と横方向で平均約２５．５箇所であった。したがって、１辺が１２９μｍの正方形に於ける界面の平均密度は１９８個／ｍｍである。
（実施例１５）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．３ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を２．０インチ／時（約５０ｍｍ／時）とした。１辺が１２９μｍの正方形に於けるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の個数は、縦方向と横方向で平均４０．０箇所であった。したがって、１辺が１２９μｍの正方形に於ける界面の平均密度は３１０．１個／ｍｍである。
（実施例１６）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．５ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を２．０インチ／時（約５０ｍｍ／時）とした。１辺が１２９μｍの正方形に於けるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の個数は、縦方向と横方向で平均約３６箇所であった。したがって、１辺が１２９μｍの正方形に於ける界面の平均密度は２７９個／ｍｍである。
（実施例１７）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を１．０ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を２．０インチ／時（約５０ｍｍ／時）とした。１辺が１２９μｍの正方形に於けるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の個数は、縦方向と横方向で平均２５．７箇所であった。したがって、１辺が１２９μｍの正方形に於ける界面の平均密度は１９９．２個／ｍｍである。
（実施例１８）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．３ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を４．０インチ／時（約１００ｍｍ／時）とした。１辺が１２９μｍの正方形に於けるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の個数は、縦方向と横方向で平均５２．７箇所であった。したがって、１辺が１２９μｍの正方形に於ける界面の平均密度は４０８．５個／ｍｍである。
（実施例１９）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．５ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を４．０インチ／時（約１００ｍｍ／時）とした。１辺が１２９μｍの正方形に於けるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の個数は、縦方向と横方向で平均約５１箇所であった。したがって、１辺が１２９μｍの正方形に於ける界面の平均密度は３９５個／ｍｍである。
（実施例２０）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を１．０ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を４．０インチ／時（約１００ｍｍ／時）とした。１辺が１２９μｍの正方形に於けるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の個数は、縦方向と横方向で平均３０．８箇所であった。したがって、１辺が１２９μｍの正方形に於ける界面の平均密度は２３８．８個／ｍｍである。
（実施例２１）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．５ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を８．０インチ／時（約２００ｍｍ／時）とした。１辺が１２９μｍの正方形に於けるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の個数は、縦方向と横方向で平均７２．１箇所であった。したがって、１辺が１２９μｍの正方形に於ける界面の平均密度は５５９個／ｍｍである。
（実施例２２）
　セラミック複合体２に含まれるＣｅの濃度を０．５ｍｏｌ％とし、引き上げ速度を１６．０インチ／時（約４００ｍｍ／時）とした。１辺が１２９μｍの正方形に於けるＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面の個数は、縦方向と横方向で平均１０３．２箇所であった。したがって、１辺が１２９μｍの正方形に於ける界面の平均密度は７９０個／ｍｍである。
　以上の実施例１１～２２に於いて、全ての引き上げ速度で前記平均密度数値が測定されたＣｅ濃度０．５ｍｏｌ％（即ち実施例１１，１２，１４，１６，１９，２１，２２）に関する、引き上げ速度と界面平均密度とのグラフを図１６に示す。図１６のグラフは縦軸、横軸共に対数表示とした。横軸の「育成速度」が引き上げ速度（μｍ／秒）に相当し、縦軸の「境界数」が界面の平均密度（個／ｍｍ）に相当する。なお、グラフではプロット範囲の関係上、実施例２２のデータは省略している。
　厚みが０．５ｍｍのセラミック複合体２の実施例１１～２０に対して、波長４５０ｎｍの青色光を照射したところ、いずれの実施例でも外部に照射される光は均一な白色光であった。
　図１０～図１２に示したように、実施例１１～２２ではＹ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相での光の散乱が均一で、均一な波長変換効率と白色光の均一さを得ることができた。また、ＥＦＧ法でのセラミック複合体２の引き上げ速度を大きくすることで、Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相とＡｌ２Ｏ３相の界面密度が多くなる傾向が確認できた。さらに、Ｃｅ濃度を高めに設定して、０．０１ｍｏｌ％以上５．０ｍｏｌ％以下の範囲としても、ラメラ構造の微細化は維持されることが確認できた。
　図１６から、引き上げ速度が大きいほど界面密度が大きくなり、光を均一に散乱することができて好ましいが、５００ｍｍ／時間（約１４０μｍ／秒）より大きいと界面密度が大きくなりすぎて、かえって散乱が生じにくくなるため好ましくない。
　また、引き上げ速度が４００ｍｍ／時間（約１１０μｍ／秒）より大きい場合には、融液溜まり２２の温度を制御することが困難になるため、ラメラ構造のサイズを制御することも困難になる。また、引き上げ速度が大きすぎると、融液溜まり２２の融液２１が種結晶１７やネック２５、直胴部分２６から分離して成長が中断する可能性が高くなるため好ましくない。
　以上に述べたように、本実施形態のセラミック複合体２では、ラメラ構造にＹ３Ａｌ５Ｏ１２相およびＡｌ２Ｏ３相の界面が３０個／ｍｍ以上８００個／ｍｍ以下の密度で含まれているため、一次光と波長変換された二次光を均一に散乱して、波長変換効率を向上させることが可能となる。
　また本発明では、ＥＦＧ法によりセラミック複合体２を育成成長させる事により、種結晶の引き上げ速度を０．９ｍｍ／時間以上４００ｍｍ／時間以下の範囲内で変動させると共に、Ｃｅをセラミック複合体２に含有させても、コロニー構造の発生を防止する事が出来る。コロニー構造とはラメラ構造の相間隔の短い複数の相が密に存在する部分が、相間隔の長い複数の相が疎に存在する部分によって囲まれている構造である。そのようなコロニー構造は、図９～図１２及び図１４～図１５に示すように、本実施形態及び実施例では何れも発生が確認されなかった。従って、セラミック複合体２に於ける白色光の発光ムラが防止可能となる。
　本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。
　　　１…製造装置
　　　２…セラミック複合体
　　　３…育成容器
　　　４…引き上げ容器
　　　５…坩堝
　　　６…坩堝駆動部
　　　７…ヒータ
　　　８…電極
　　　９…ダイ
　　　１０…断熱材
　　　１１…雰囲気ガス導入口
　　　１２…排気口
　　　１３…シャフト
　　　１４…シャフト駆動部
　　　１５…ゲートバルブ
　　　１６…基板出入口
　　　１７…種結晶
　　　１８…仕切り板
　　　１９…スリット
　　　２１…融液
　　　２３…切り欠き部
　　　２４…切り欠き穴
　　　２６…直胴部分
　　　３０…斜面

Claims (7)

  1. 　少なくともＹ３Ａｌ５Ｏ１２相およびＡｌ２Ｏ３相の２つの酸化物相をラメラ構造として有し、
    　前記Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相におけるラメラ間隔の平均値が０．５μｍ以上２０μｍ以下であり、
    　ＭｇＯが１０ｐｐｍ以上５００ｐｐｍ以下含有されていることを特徴とするセラミック複合体。
  2. 　少なくともＹ３Ａｌ５Ｏ１２相およびＡｌ２Ｏ３相の２つの酸化物相をラメラ構造として有し、
    　ＭｇＯが１０ｐｐｍ以上５００ｐｐｍ以下含有されており、
    　前記ラメラ構造は、前記Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相および前記Ａｌ２Ｏ３相の界面が、３０個／ｍｍ以上８００個／ｍｍ以下の密度で含まれていることを特徴とするセラミック複合体。
  3. 　Ｍｏ又はＷが含有されており、
    　前記ＭｏまたはＷの含有量が、１ｍｏｌ・ｐｐｍ以上３００００ｍｏｌ・ｐｐｍ以下であることを特徴とする、請求項１又は２に記載のセラミック複合体。
  4. 　前記Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２相がＣｅで付活されていることを特徴とする、請求項１から３の何れか一つに記載のセラミック複合体。
  5. 　前記Ｃｅの含有量が、０．０１ｍｏｌ％以上５．０ｍｏｌ％以下であることを特徴とする、請求項４に記載のセラミック複合体。
  6. 　厚みが０．５ｍｍ以上２．０ｍｍ以下であることを特徴とする、請求項１から５の何れか一つに記載のセラミック複合体。
  7. 　前記セラミック複合体の平面方向の形状は、
    　幅が０．５ｍｍ以上３００ｍｍ以下で長さが１０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下の方形状、または直径が０．５ｍｍ以上２ｍｍ以下の形状であることを特徴とする請求項１から６の何れか一つに記載のセラミック複合体。
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