光转换用陶瓷复合材料、其制造方法、及具备其的发光装置

摘要

本发明的课题在于提供一种作为白色发光二极体等光器件的光转换构件而耐热性、耐久性等优异、光源的光与萤光的比率调节较为容易、可减少放射光的色不均或偏差、进而具有较高的内部量子效率及萤光强度的光转换用陶瓷复合材料、其制造方法、及具备其的光转换效率较高的发光装置。本发明提供一种光转换用陶瓷复合材料，由萤光相及透光相所构成，其特征在于：上述萤光相为含有Ln3Al5O12∶Ce(Ln为选自Y、Lu、及Tb中的至少一种元素，Ce为活化元素)的相，上述透光相为含有LaAl11O18的相。

权利要求

1.一种光转换用陶瓷复合材料，由萤光相及透光相所构成，其特征在于：上述萤光相为含有Ln3Al5O12∶Ce(Ln为选自Y、Lu、及Tb中的至少一种元素，Ce为活化元素)的相，且上述透光相为含有LaAl11O18的相。

2.根据权利要求1所述的光转换用陶瓷复合材料，其中，上述萤光相为含有(Ln,La)

3Al5O12∶Ce(Ln为选自Y、Lu、及Tb中的至少一种元素，Ce为活化元素)的相。

3.根据权利要求1或2所述的光转换用陶瓷复合材料，其中，上述透光相为含有9～100质量％的LaAl11O18的相。

4.根据权利要求1或2所述的光转换用陶瓷复合材料，其中，上述透光相为进而含有选自α－Al2O3及LaAlO3中的至少一种的相。

5.根据权利要求1至4项中任一项所述的光转换用陶瓷复合材料，其中，上述光转换用陶瓷复合材料于烧成后在非活性气体环境或还原性气体环境中以1000～2000℃受到热处理。

6.一种发光装置，其具备发光元件、及权利要求1至5项中任一项所述的光转换用陶瓷复合材料。

7.一种发光装置，具备：发光元件，其于波长420～500nm具有波峰；及权利要求1至5项中任一项所述的光转换用陶瓷复合材料，其发出于540～580nm具有主波长的萤光。

8.根据权利要求6或7所述的发光装置，其中，上述发光元件为发光二极体元件。

9.一种光转换用陶瓷复合材料的制造方法，具备如下步骤：

煅烧步骤，其系对含有Al源化合物、Ln源化合物(Ln为选自Y、Lu、及Tb中的至少一种元素)、及Ce源化合物的混合粉末进行煅烧；及烧成步骤，其将对通过上述煅烧步骤所获得的煅烧粉末100质量％添加有以氧化物换算计为1～50质量％的La源化合物的含La混合粉末进行烧成。

10.根据权利要求9所述的光转换用陶瓷复合材料的制造方法，其中，于上述烧成步骤后具备热处理步骤，该热处理步骤是于非活性气体环境或还原性气体环境中以1000～2000℃进行热处理。

11.根据权利要求9或10所述的光转换用陶瓷复合材料的制造方法，其中，上述含La混合粉末在通过选自压制成形法、片成形法、及挤压成形法中的至少一种成形法而成形后被烧成。

说明书

光转换用陶瓷复合材料、其制造方法、及具备其的发光装置

技术领域

[0001] 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体等发光装置所使用的光转换用陶瓷复合材料、其制造方法、及具备其的发光装置。

背景技术

[0002] 近年来，积极地进行以蓝色发光元件为发光源的白色发光装置的开发研究。特别是，使用蓝色发光二极体元件的白色发光二极体轻量、不使用水银、且寿命长，因此预测今后的需要会急速地扩大。再者，将使用发光二极体元件作为发光元件的发光装置称为发光二极体。作为将蓝色发光二极体元件的蓝色光转换为白色光的方法，最普遍进行的方法如下：通过混合与蓝色为补色关系的黄色而类似地获得白色。例如，如专利文献1所记载，在发出蓝色光的二极体元件的整个面，设置含有吸收蓝色光的一部分并发出黄色光的萤光体的涂层，并于涂层之上设置将光源的蓝色光与来自萤光体的黄色光混色的模层等，由此可构成白色发光二极体。作为萤光体，使用通过铈而活化的YAG(Y3Al5O12)(以下，记为YAG∶Ce)粉末等。

[0003] 然而，有人指出，专利文献1所代表的目前普遍使用的白色发光二极体的构造将萤光体粉末与环氧树脂等树脂混合而涂布，故而确保萤光体粉末与树脂的混合状态的均匀性、及涂布膜的厚度的稳定化等的控制较为困难，易于产生白色发光二极体的色不均、偏差。又，无论是为了涂布萤光体粉末、抑或是为了不对光源的一部分蓝色光进行光转换而使该蓝色光穿透涂布膜而均需求的具有透光性的树脂其耐热性较差，故而易由来自发光元件的热导致变性并因该变性而引起穿透率下降。因此，成为目前要求的白色发光二极体的高输出化的瓶颈。

[0004] 因此，进行作为白色发光二极体等光器件的光转换构件不使用树脂而构成的具有萤光相的无机系光转换材料的研究，又，进行将该材料用作光转换构件的光器件的研究。

[0005] 例如，专利文献2中，揭示有如下波长转换构件：将通式M3(Al1－vGav)5O12∶Ce(式中，M为选自Lu、Y、Gd、及Tb中的至少一种，v满足0≦v≦0.8)表示的通过铈(Ce)而活化的铝酸盐萤光体粉末与玻璃材料混合，并使玻璃材料溶融，由此使萤光体粉末分散于玻璃材料中而获得。

[0006] 又，专利文献3中，揭示有通过烧结而获得的具有萤光体相及基材相的陶瓷复合体，该萤光体相是由含有Ce的YAG所构成，该基材相是由Al2O3等透光性陶瓷所构成。

[0007] [背景技术文献]

[0008] [专利文献]

[0009] [专利文献1]日本特开2000－208815号公报

[0010] [专利文献2]日本特开2008－041796号公报

[0011] [专利文献3]日本特开2012－062459号公报

发明内容

[0012] [发明所欲解决的课题]

[0013] 然而，专利文献2所记载的波长转换构件存在如下问题：由于基材为玻璃，故而虽耐热性、耐久性得到改善，但难以使萤光体粉末均匀地分散于作为基材的玻璃，于放射的光中易产生色不均、或因放射角度引起的偏差。

[0014] 又，专利文献3所记载的陶瓷复合体系基材(透光相)为陶瓷，且并非于透光相分散有萤光体粉末的构造，因此不存在耐热性、耐久性等问题，且亦不存在萤光体粉末的分散性的问题，但光学特性的提高需要进一步的改进。

[0015] 因此，本发明的目的在于提供一种作为白色发光二极体等光器件的光转换构件而耐热性、耐久性等优异、光源的光与萤光的比率调节较为容易、且可减少放射光的色不均或偏差、进而具有较高的内部量子效率及萤光强度的光转换用陶瓷复合材料、其制造方法、及具备其的光转换效率较高的发光装置。

[0016] [解决课题的技术手段]

[0017] 本发明人等为了解决上述课题已进行潜心研究，结果发现：由含有Ln3Al5O12∶Ce(Ln为选自Y、Lu、及Tb中的至少一种元素，Ce为活化元素)的萤光相、及含有LaAl11O18的透光相所构成的光转换用陶瓷复合材料具有较高的内部量子效率及萤光强度，又，发现：使用该光转换用陶瓷复合材料的发光装置其光转换效率较高，从而完成本发明。

[0018] 即，本发明涉及一种光转换用陶瓷复合材料，由萤光相及透光相所构成，其特征在于：上述萤光相为含有Ln3Al5O12∶Ce(Ln为选自Y、Lu、及Tb中的至少一种元素，Ce为活化元素)的相，上述透光相为含有LaAl11O18的相。

[0019] 本发明中，上述萤光相优选为含有(Ln,La)3Al5O12∶Ce(Ln为选自Y、Lu、及Tb中的至少一种元素，Ce为活化元素)的相。

[0020] 又，上述透光相优选为于透光相中含有9～100质量％的LaAl11O18的相。

[0021] 又，上述透光相优选为进而含有选自α－Al2O3及LaAlO3中的至少一种的相。

[0022] 又，上述光转换用陶瓷复合材料优选为在烧成后，在非活性气体环境或还原性气体环境中以1000～2000℃受到热处理。

[0023] 又，本发明涉及一种发光装置，其具备发光元件及上述记载的光转换用陶瓷复合材料。

[0024] 又，本发明涉及一种发光装置，具备：发光元件，其于波长420～500nm具有波峰；及如上述记载的光转换用陶瓷复合材料，其发出于540～580nm具有主波长的萤光。

[0025] 本发明中，优选为上述发光元件为发光二极体元件。

[0026] 又，本发明涉及一种光转换用陶瓷复合材料的制造方法，具备如下步骤：煅烧步骤，其对含有Al源化合物、Ln源化合物(Ln为选自Y、Lu、及Tb中的至少一种元素)、及Ce源化合物的混合粉末进行煅烧；及烧成步骤，其将对上述煅烧步骤中所获得的煅烧粉末100质量％添加有以氧化物换算计为1～50质量％的La源化合物的含La混合粉末进行烧成。

[0027] 本发明中，优选为于上述烧成步骤后具备热处理步骤，该热处理步骤于非活性气体环境或还原性气体环境中以1000～2000℃进行热处理。

[0028] 又，上述含La混合粉末优选为在通过选自压制成形法、片成形法、及挤压成形法中的至少一种成形法而成形后被烧成。

[0029] [发明的效果]

[0030] 根据本发明，可提供一种作为白色发光二极体等光器件的光转换构件而耐热性、耐久性等优异、光源的光与萤光的比率调节较为容易、可减少放射光的色不均或偏差、进而具有较高的内部量子效率及萤光强度的光转换用陶瓷复合材料及其制造方法。

[0031] 又，可提供一种不使用因光或热而劣化的树脂等，而可由无机结晶质物质构成发光二极体等光器件的光转换部的透光相、寿命长且光转换效率较高的发光装置。

附图说明

[0032] 图1表示(a)实施例21、(b)实施例18、及(c)比较例3的SEM照片的图。

[0033] 图2表示(a)实施例35及(b)比较例3的萤光相粒子与透光相粒子的界面部分的暗视野STEM照片的图。

具体实施方式

[0034] 以下，详细地对本发明进行说明。

[0035] (光转换用陶瓷复合材料)

[0036] 本发明的光转换用陶瓷复合材料由萤光相及透光相所构成，其特征在于：上述萤光相为含有Ln3Al5O12∶Ce(Ln为选自Y、Lu、及Tb中的至少一种元素，Ce为活化元素)的相，上述透光相为含有LaAl11O18的相。

[0037] 本发明的光转换用陶瓷复合材料由萤光相及透光相所构成，该萤光相将所接收到的光转换为不同波长的光并发出、即具有萤光性；该透光相不将所接收到的光转换为不同波长的光而直接使该所接收到的光穿透。通过调节上述萤光相与上述透光相的比率，可调节通过萤光相而转换的光、与不转换而穿透透光相的光的比率，从而可调节将本发明的光转换用陶瓷复合材料用作光转换部的光器件所发出的光的色度。

[0038] 本发明的光转换用陶瓷复合材料中，萤光相的比率优选为10～90质量％。其原因在于，若为该范围的比率，则可较高地保持光转换用陶瓷复合材料的光转换效率，又，在应用于光器件的光转换部时，不会发生光转换用陶瓷复合材料的厚度变得过小而处理变得困难的情况。根据相同的观点，萤光相的比率更佳为20～85质量％，进而较佳为30～80质量％，特佳为40～75质量％。又，本发明的光转换用陶瓷复合材料优选为仅由上述萤光相及上述透光相构成。

[0039] 本发明中，萤光相含有Ln3Al5O12∶Ce(Ln为选自Y、Lu、及Tb中的至少一种元素，Ce为活化元素)。Ln可为选自Y、Lu、及Tb中之一种元素，也可为所述多个元素。又，萤光相的Ln3Al5O12∶Ce优选为(Ln,La)3Al5O12∶Ce(Ln为选自Y、Lu、及Tb中的至少一种元素，Ce为活化元素)。再者，本发明中，表记为(Ln,La)3Al5O12∶Ce的化学式意味着(Ln,La)3Al5O12∶Ce含有Ln及La。Ln3Al5O12∶Ce可进而含有Gd等Ln及Ce以外的稀土元素或Ga，例如于含有Gd的情形时，可使自萤光相发出的萤光的波长有效率地长波长化。

[0040] 本发明中，透光相为由不将所接收到的光转换为不同波长的光而使其以原来的波长穿透的结晶所构成的相，且含有LaAl11O18、及作为任意成分的选自α－Al2O3及LaAlO3中的至少一种。构成透光相的各结晶可为连续的一个相，也可由多个晶粒所构成。例如，于本发明的透光相由LaAl11O18及α－Al2O3所构成的情形时，也可由多个LaAl11O18晶粒及多个α－Al2O3晶粒所构成。

[0041] 上述透光相中，LaAl11O18的比率优选为9～100质量％。又，上述透光相中，除LaAl11O18以外，也可含有选自α－Al2O3及LaAlO3中的至少一种。上述透光相中，α－Al2O3的比率优选为0～91质量％。又，上述透光相中，LaAlO3的比率优选为0～21质量％。根据以上的构成，本发明的光转换用陶瓷复合材料具有较高的内部量子效率及萤光强度。

[0042] 特别是，上述透光相更佳为上述透光相中的LaAl11O18的比率为70～100质量％，且上述透光相中的α－Al2O3的比率为0～30质量％，或者，上述透光相中的LaAl11O18的比率为95～100质量％，且上述透光相中的LaAlO3的比率为0～5质量％。若上述透光相为以上的构成，则本发明的光转换用陶瓷复合材料具有特别高的内部量子效率及萤光强度。

[0043] 上述透光相中的LaAl11O18的比率越大，则本发明的光转换用陶瓷复合材料的内部量子效率及萤光强度越高。因此，上述透光相特佳为实质上仅由LaAl11O18所构成。本发明的LaAl11O18为化学式LaAl11O18表示的六方晶系镧铝氧化物。又，作为类似化合物，可列举La2Al24.4O39.6、La0.9Al11.76O19、La1.4Al22.6O36、La0.827Al11.9O19.09、La0.9Al11.95O18.9、La0.85Al11.5O18.5、La0.85Al11.55O18.6、La0.85Al11.6O18.675表示的六方晶系镧铝氧化物，通过所述镧铝氧化物亦可获得相同的效果。此处，上述透光相实质上仅由LaAl11O18所构成的本发明的光转换用陶瓷复合材料也可按照不会对内部量子效率及萤光强度造成影响的程度含有LaAl11O18以外的成分。

[0044] 在上述透光相中的LaAl11O18的比率较多的情形时，萤光相中一部分La固溶，而萤光相的Ln3Al5O12∶Ce成为(Ln,La)3Al5O12∶Ce(Ln为选自Y、Lu、及Tb中的至少一种元素，Ce为活化元素)。如上所述，在透光相中的LaAl11O18的比率较多的情形时，具有较高的内部量子效率及萤光强度。因此，在萤光相的Ln3Al5O12∶Ce为(Ln,La)3Al5O12∶Ce的情形时，具有较高的内部量子效率及萤光强度。

[0045] 本发明的LaAl11O18有时含有Ln及/或Ce。又，在萤光相的Ln3Al5O12∶Ce或(Ln,La)3Al5O12∶Ce含有Ln及Ce以外的稀土元素的情形时，存在本发明的LaAl11O18含有Ln及Ce以外的上述稀土元素的情形。

[0046] 又，本发明的光转换用陶瓷复合材料存在如下情形：在不会对萤光特性造成影响的范围内，含有作为萤光相而含有的Ln3Al5O12∶Ce、作为透光相而含有的LaAl11O18、作为透光相的任意成分而含有的α－Al2O3及LaAlO3以外的成分。作为所述成分，可列举CeAlO3、CeAl11O18、及(Ln,Ce)AlO3等复合氧化物。又，在Ln3Al5O12∶Ce含有Gd等Ln及Ce以外的稀土元素的情形时，例如于该稀土元素为Gd的情形时，本发明的光转换用陶瓷复合材料除以上的成分以外，也可含有Gd4Al2O9、GdAlO3、及(Ln,Ce,Gd)AlO3等成分。

[0047] 构成本发明的光转换用陶瓷复合材料的萤光相粒子及透光相粒子的粒径优选为1μm以上3.5μm以下，更优选为1.5μm以上3.5μm以下。于粒径未达1μm的情形时，相对萤光强度、标准化光束变小，故而欠佳。又，于粒径超过3.5μm的情形时，为了使粒径变大，需要提高烧成温度、且延长烧成时间，在制造方面欠佳。进而，在提高烧成温度、且延长烧成时间的情形时，容易引起作为活化剂的Ce的浓度变化，故而欠佳。萤光相粒子及透光相粒子的粒径可根据扫描式电子显微镜(SEM)照片，使用图像解析软体，求出粒子的等效圆直径(Heywood径)作为粒径。

[0048] 本发明中，上述透光相的LaAl11O18相的比率越多，则存在于上述透光相与上述萤光相的界面的Ce浓度越容易变小，而本发明的光转换用陶瓷复合材料的内部量子效率及萤光强度越大。存在于透光相与萤光相的界面的Ce可利用扫描穿透式电子显微镜(STEM)的能量分散型X射线分光测定(EDS)而求出。作为界面的Ce浓度，较佳为3.5at％以下，更佳为1.0at％以下，进而较佳为0.5at％以下。

[0049] 已知在存在有成为发光中心的元素以高浓度存在的区域的情形时，该区域的发光中心的光转换效率变差，通常称为浓度淬灭。又，一般认为，于Ce浓度较高的区域，萤光相与透光相的折射率差变大，易于界面产生光散射，而光转换效率下降。关于本发明的光转换用陶瓷复合材料，推测，通过透光相包含LaAl11O18相，而萤光相与透光相的界面的Ce浓度变高得到抑制，与先前的光转换用陶瓷复合材料相比内部量子效率及萤光强度变大。

[0050] 本发明的光转换用陶瓷复合材料可通过吸收在波长420～500nm具有波峰的光(激发光)，而高效率地发出在540～580nm具有主波长的萤光。由此，可高效率地获得黄色萤光。即便激发光为波长400～419nm、或者501～530nm，而效率下降，但本发明的光转换用陶瓷复合材料可发出萤光。进而，即便激发光为波长300～360nm的近紫外光，本发明的光转换用陶瓷复合材料也可发出萤光。

[0051] 又，本发明的光转换用陶瓷复合材料可加工成任意的形状，但优选为板状体。其原因在于，板状体为可容易地成形加工的形状，可仅以获得所期望的色度的发光的方式调整厚度并载置于光器件，而构成转换光源的光并发光的光器件。

[0052] (光转换用陶瓷复合材料的制造方法)

[0053] 本发明的光转换用陶瓷复合材料可通过如下方式而制造：将原料粉末以获得所期望的成分比率的光转换用陶瓷复合材料的比率进行混合，使所获得的原料混合粉末成形，并进行烧成。

[0054] 作为优选的制造方法，可采用如下方法：首先，将除成为光转换用陶瓷复合材料的La源的La源化合物以外的原料粉末混合，对所获得的混合粉末进行煅烧，而预先制备由Ln3Al5O12∶Ce或α－Al2O3所构成的煅烧粉末，此后，以成为本发明的光转换用陶瓷复合材料的成分的方式向煅烧粉末添加混合La源化合物，使所获得的含La混合粉末成形，并进行烧成。根据该方法，即便于较短的烧成时间内，也可制造本发明的光转换用陶瓷复合材料。

[0055] 除La源化合物以外的原料粉末可列举构成本发明的光转换用陶瓷复合材料的Al源化合物、Ln源化合物(Ln为选自Y、Lu、及Tb中的至少一种元素)、及Ce源化合物。Al源化合物、Ln源化合物、及Ce源化合物优选为作为各个金属元素的氧化物的Al2O3、Ln2O3(Ln为选自Y、Lu、及Tb中的至少一种元素)、及CeO2，但也可为于混合时并非氧化物而于烧成过程等中容易地变为氧化物的碳酸盐等化合物。

[0056] 对于除La源化合物以外的原料粉末的混合方法，并无特别限制，可采用其本身公知的方法，例如可采用如下方法等：进行干式混合的方法；在实质上不与原料各成分发生反应的非活性溶剂中进行湿式混合后去除溶剂的方法。作为使用进行湿式混合的方法时的溶剂，通常使用如甲醇、乙醇的醇。作为混合装置，可优选地使用V型混合机、滚动式搅拌机、球磨机、振磨机、介质搅拌磨机等。再者，作为同时混合所有原料粉末的情形时的原料粉末的混合方法，亦可优选地使用相同的方法。

[0057] 在预先制备煅烧粉末的情形时，煅烧时的环境并无特别限制，但优选为大气环境、非活性环境、或真空环境，煅烧时的温度为生成由Ln3Al5O12∶Ce或α－Al2O3所构成的粉末的温度，优选为不过度地推进烧结的温度。具体而言，煅烧时的温度优选为1350～1550℃。只要可实现上述条件下的热处理，则对于使用于煅烧的加热炉并无特别限制。例如，可使用利用高频感应加热方式或电阻加热方式的批次式电炉、旋转窑、流动化烧成炉、推板式电炉等。

[0058] 于预先制备煅烧粉末的情形时，煅烧粉末也受原料粉末的粒度分布或煅烧条件的影响，存在凝集或烧结的情形，因此视需要进行粉碎。对于粉碎方法，并无特别限制，可采用其本身公知的方法，例如可采用如下方法等：干式粉碎；在实质上不与煅烧粉末各种成分发生反应的非活性溶剂中进行湿式粉碎后去除溶剂。作为使用进行湿式粉碎的方法时的溶剂，通常使用如甲醇、乙醇的醇。作为粉碎装置，可优选地使用辊式破碎机、球磨机、珠磨机、捣碎机等。

[0059] 于预先制备煅烧粉末的情形时，以成为本发明的光转换用陶瓷复合材料的成分(最终生成物的成分)的方式，向煅烧粉末、或者粉碎煅烧粉末所获得的粉末追加添加原料粉末的La源化合物，混合所述粉末而制备含La混合粉末。添加的La源化合物只要成为最终生成物的成分，则并无特别限制，但通常相对于煅烧粉末100质量％，以氧化物换算计为1～50质量％，优选为1～30质量％。此处，所谓氧化物换算，指将La源化合物换算成La2O3。又，作为La源化合物，优选为La2O3，但也可为在混合时并非氧化物而于烧成过程等中容易变为氧化物的碳酸盐等化合物。又，该情形时的混合方法也与上述原料粉末的混合方法相同。

[0060] 将所有原料粉末混合而获得的原料混合粉末、或者向由除La源化合物以外的原料粉末制备的煅烧粉末追加添加并混合La源化合物而获得的含La混合粉末的成形方法并无特别限制，但优选为压制成形法、或片成形法、挤压成形法等。于获得板状体的光转换用陶瓷复合材料的情形时，优选为采用片成形法的一种即刮刀(doctor blade)法，为了获得更致密的光转换用陶瓷复合材料，优选为在片成形后采用压制成形法的一种即热均压压制等成形法。

[0061] 通过以上的方法而成形所得的成形体的烧成方法系于由上述任一混合粉末所构成的成形体的情形时均相同，且如下所述。成形体的烧成时的环境并无特别限制，但优选为大气环境、非活性环境、或真空环境。烧成时的温度只要为形成本发明的光转换用陶瓷复合材料的构成相的温度，则并无特别限制，但优选为1600～1750℃。只要可实现于上述条件下的热处理，则对于使用于烧成的加热炉并无特别限制。例如，可使用利用高频感应加热方式或电阻加热方式的批次式电炉、旋转窑、流动化烧成炉、推板式电炉等。或者，也可采用同时进行成形及烧成的热压法。

[0062] 通过上述方法而烧成所得的光转换用陶瓷复合材料也可于非活性气体环境或还原性气体环境中进行热处理。于非活性气体环境或还原性气体环境中，在1000～2000℃的温度范围内对通过上述方法而烧成所得的光转换用陶瓷复合材料进行热处理，由此可进一步提高光转换用陶瓷复合材料的萤光强度。热处理温度优选为1100～1700℃，更优选为1400～1600℃。

[0063] (发光装置)

[0064] 本发明的发光装置具备发光元件及本发明的光转换用陶瓷复合材料。发光元件优选为发出于波长420～500nm具有波峰的光者。其原因在于，通过该波长，而激发光转换用陶瓷复合材料的萤光相，获得萤光。波长进而优选为于440～480nm具有波峰。其原因在于，萤光相的激发效率较高，可高效率地获得萤光，对发光装置的高效率化较佳。作为发光元件，例如可列举发光二极体元件、及产生雷射光的元件等，但为了小型且低价，优选为发光二极体元件。作为发光二极体元件，优选为蓝色发光二极体元件。

[0065] 光转换用陶瓷复合材料优选为发出于540～580nm具有主波长的萤光者，或于含有Gd的情形时为发出于波长560～580nm具有主波长的萤光者。发光装置优选为白色发光装置。

[0066] 本发明的发光装置利用如下的光：将自发光元件发出的光照射至光转换用陶瓷复合材料，穿透光转换用陶瓷复合材料的透光相的光；及通过萤光相而转换波长的光。

[0067] 本发明的发光装置具备本发明的光转换用陶瓷复合材料，因此可与蓝色发光元件组合而获得高效率的白色发光装置。又，本发明的发光装置具备本发明的光转换用陶瓷复合材料，因此可调整为白色，且色不均、偏差较小，光转换用陶瓷复合体材料本身为块体，无需封入树脂，因此不会发生因热、光引起的劣化，而可实现高输出化、高效率化。

[0068] 又，本发明的发光装置通过使用本发明的光转换用陶瓷复合材料，而标准化光束(转换效率)良好。可认为，标准化光束(转换效率)是穿透光转换用陶瓷复合材料、或经光转换的光能量相对于发光元件所发出的光能量的比率。本发明的光转换用陶瓷复合材料可将发光元件所发出的光能量转换成黄色光，并且减少不被光转换而穿透的蓝色光的损失，故而具有较高的标准化光束(转换效率)。

[0069] [实施例]

[0070] 以下，列举具体例，进一步详细地对本发明进行说明。首先，对在本发明中所使用的测定方法进行说明。

[0071] (光转换用陶瓷复合材料的结晶相的鉴定及定量方法)

[0072] 构成光转换用陶瓷复合材料的结晶相的鉴定、定量使用利用CuKα射线的Rigaku公司制造的X射线绕射装置(Ultima IV Protectus)、及该装置所附带的合并粉末X射线解析软体PDXL而进行。通过上述X射线绕射装置而获得X射线绕射数据，通过PDXL而鉴定结晶相，进而通过里特沃尔德法来对结晶相进行定量。根据该结果，求出各结晶相的质量比率。

[0073] 将Ln3Al5O12∶Ce作为萤光相，将除Ln3Al5O12∶Ce以外的结晶相作为透光相，求出各个相的质量比率，将透光相的LaAl11O18、任意成分的α－Al2O3及LaAlO3的质量比率除以透光相的质量比率，由此可求出构成透光相的各结晶相相对于透光相的质量比率。

[0074] 又，如下所述般进行Ln3Al5O12∶Ce或(Ln,La)3Al5O12∶Ce含有Ln、La、及Ce的确认。利用扫描式电子显微镜对以成为镜面状态的方式研磨而得的本发明的光转换用陶瓷复合材料的截面的反射电子像进行摄影，并利用该显微镜所附带的EDS(Energy Dispersive Spectroscopy，能量色散光谱)装置而获得与上述反射电子像相同视野的各构成元素的元素映射图。将所获得的反射电子像与元素映射图进行对比，确认到Ln3Al5O12∶Ce或(Ln,La)3Al5O12∶Ce含有Ce、La、或者其他稀土元素。

[0075] (光转换用陶瓷复合材料的萤光特性的评估方法)

[0076] 光转换用陶瓷复合材料的萤光的主波长、内部量子效率、及最大萤光强度可利用在大冢电子制造的QE－1100组合有积分球的固体量子效率测定装置而测得、算出。于将光转换用陶瓷复合材料的一部分加工成φ16×0.2mm的圆板状后，安装至积分球内，使用固体量子效率测定装置测得激发波长460nm的激发光光谱及萤光光谱，同时测定内部量子效率。内部量子效率通过下述式(1)而算出。

[0077] 内部量子效率(％)＝(萤光光量子/吸收光量子)×100(1)

[0078] 又，最大萤光强度由导出激发光光谱强度、萤光光谱的460nm时的光谱强度、萤光光谱的萤光峰值波长时的光谱强度，并通过下述式(2)算出。

[0079] 最大萤光强度＝{萤光光谱的萤光峰值波长的光谱强度/(激发光光谱强度－萤光光谱的460nm时的光谱强度)}(2)

[0080] 本发明中，作为各实施例的光转换用陶瓷复合材料的相对萤光强度，算出将透光相仅由α－Al2O3构成的比较例的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度设为100％的情形时，各实施例的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度的相对值。对于Ln为Y的实施例，将把比较例1的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度设为100％的情形的相对值作为相对萤光强度，又，对于Ln为Lu的实施例，将把比较例2的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度设为100％的情形的相对值作为相对萤光强度。

[0081] (白色发光二极体的标准化光束)

[0082] 使用聚硅氧树脂将波长转换构件接合于具有峰值波长455nm的发光色的半导体发光元件上，并利用Spectra－Coop公司制造的总光束测定系统进行测定。标准化光束(转换效率)是将根据下述式(3)而算出的标准化光束设为转换效率。

[0083] [数学式1]

[0084]

[0085] (实施例1)

[0086] 称量α－Al2O3粉末(纯度为99.99％)65.40g、Y2O3粉末(纯度为99.9％)34.08g、及CeO2粉末(纯度为99.9％)0.52g，将所述原料粉末于乙醇中利用球磨机进行24小时湿式混合后，使用蒸发器对乙醇进行脱介质，从而制备供于煅烧的混合粉末。将所获得的供于煅烧的混合粉末放入至Al2O3坩锅，并装入至批次式电炉，于大气环境中以1500℃保持3小时进行煅烧，而获得由Y3Al5O12∶Ce及Al2O3所构成的煅烧粉末。煅烧粉末由Y3Al5O12∶Ce及Al2O3所构成通过X射线绕射分析而确认。

[0087] 继而，向所获得的煅烧粉末添加相对于煅烧粉末100质量％而为1质量％的La2O3粉末(纯度为99.9％)，将所述粉末于乙醇中利用球磨机进行90小时湿式混合后，使用蒸发器对乙醇进行脱介质，从而制备含La混合粉末。相对于所获得的含La混合粉末100质量份而添加15.75质量份的聚乙烯醇缩丁醛等黏合剂树脂、2.25质量份的邻苯二甲酸二丁酯等塑化剂、4质量份的分散剂、135质量份的甲苯等有机溶剂，而制作混合浆料。将所获得的混合浆料收容至刮刀的浆料收容槽，对可调节浆料收容槽下方的间隙高度的可变式刀片进行调节，使混合浆料自浆料收容槽下方流出为层状。将所流出的混合浆料以厚度成为50μm左右的方式涂敷至通过真空吸盘而固定于搬送台的PET膜上，进行干燥，而制作胚片(greensheet)。将所获得的胚片以烧成后的厚度成为220～230μm的方式积层6片，利用温度为85℃、压力为20MPa的热均压压制进行压接，而制作积层体。于通过加热而可自积层体剥离的发泡剥离片上固定积层体，并以成为特定形状的方式切断。利用干燥机对所切断的积层体进行加热，使其自发泡剥离片分离。使用批次式电炉，将所获得的积层体于大气环境下以1700℃保持6小时，进行烧成。以此方式，获得实施例1的光转换用陶瓷复合材料。

[0088] 利用上述(光转换用陶瓷复合材料的结晶相的鉴定及定量方法)中所说明的方法，对构成所获得的光转换用陶瓷复合材料的结晶相进行鉴定及定量，并算出各结晶相于透光相中的质量比率。又，利用上述(光转换用陶瓷复合材料的萤光特性的评估方法)中所说明的方法，测得实施例1的光转换用陶瓷复合材料的萤光特性。激发光的波长设为460nm而进行萤光特性评估。根据所获得的发光光谱算出主波长、内部量子效率、及最大萤光强度。作为相对萤光强度，算出将后述的比较例1的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度设为100％的情形时，实施例1的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度的相对值。

[0089] 又，将实施例1的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件，而制作白色发光二极体，利用上述(白色发光二极体的标准化光束)中所说明的方法来测定标准化光束(φv/Bφe)。

[0090] 表1中，表示构成实施例1的光转换用陶瓷复合材料的结晶相及其比率、该光转换用陶瓷复合材料在以460nm的波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率及相对萤光强度、以及将实施例1的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)。实施例1的光转换用陶瓷复合材料由Y3Al5O12∶Ce、LaAl11O18、及α－Al2O3所构成，透光相中的LaAl11O18相的比率为9.0质量％，透光相中的α－Al2O3相的比率为91.0质量％。未确认到除所述以外的结晶相。又，以460nm的波长的光激发的情形时，实施例1的光转换用陶瓷复合材料的主波长为563nm，内部量子效率为71.6％，相对萤光强度为102％，而任一萤光特性的值均显示高于不含有LaAl11O18的下述比较例1及比较例3～6的值。又，将实施例1的光转换用陶瓷复合材料应用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)也显示高于比较例1及比较例3～6的值而为0.250。

[0091] (实施例2～7)

[0092] 使添加至通过与实施例1相同的方法而获得的煅烧粉末的La2O3粉末相对于煅烧粉末100质量％的质量比率于2～10质量％的范围内改变，除此之外，以与实施例1相同的方法，获得实施例2～7的光转换用陶瓷复合材料。通过与实施例1相同的方法，对构成所获得的光转换用陶瓷复合材料的结晶相进行鉴定及定量，并算出各结晶相于透光相中的质量比率。又，通过与实施例1相同的方法，测定所获得的光转换用陶瓷复合材料在以460nm波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率、及最大萤光强度。作为相对萤光强度，算出将后述的比较例1的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度设为100％的情形时实施例2～7的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度的相对值。

[0093] 又，将实施例2～7的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件，与实施例1相同地制作白色发光二极体，测定其标准化光束(φv/Bφe)。

[0094] 表1中，表示构成实施例2～7的光转换用陶瓷复合材料的结晶相及其比率、该光转换用陶瓷复合材料在以460nm的波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率及相对萤光强度、以及将实施例2～7的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)。在追加添加至煅烧粉末中的La2O3粉末相对于煅烧粉末100质量％的质量比率至10质量％为止的范围内，随着使添加至煅烧粉末中的La2O3粉末的比率变大，而光转换用陶瓷复合材料的透光相含有的α－Al2O3的比率变小，LaAl11O18的比率变大。伴随于此，内部量子效率、相对萤光强度、及将实施例2～7的光转换用陶瓷复合材料应用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)变大。向煅烧粉末追加添加相对于煅烧粉末100质量％为10质量％的La2O3粉末并进行烧成而获得的实施例7的光转换用陶瓷复合材料，其透光相中的LaAl11O18的含有比率成为100质量％，在本发明的含有Y3Al5O12∶Ce(于La添加量较多的实施例中，也存在成为(Y,La)3Al5O12∶Ce的情形)作为萤光相的光转换用陶瓷复合材料中，显示最大的内部量子效率及相对萤光强度。以460nm的波长的光激发的情形时，实施例7的光转换用陶瓷复合材料的主波长为561nm，内部量子效率为89.6％，相对萤光强度为130％。又，将实施例6及7的光转换用陶瓷复合材料应用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)最大，为0.292。再者，实施例2～7中的任一实施例中，均未确认到除表1所示的结晶相以外的结晶相。

[0095] (实施例8～13)

[0096] 使添加至通过与实施例1相同的方法而获得的煅烧粉末中的La2O3粉末相对于煅烧粉末100质量％的质量比率在12.5～30质量％的范围内改变，除此之外，通过与实施例1相同的方法而获得实施例8～13的光转换用陶瓷复合材料。通过与实施例1相同的方法，对构成所获得的光转换用陶瓷复合材料的结晶相进行鉴定及定量，并算出各结晶相于透光相中的质量比率。又，通过与实施例1相同的方法，测定所获得的光转换用陶瓷复合材料在以460nm的波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率、及最大萤光强度。作为相对萤光强度，算出将后述的比较例1的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度设为100％的情形时，实施例8～13的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度的相对值。

[0097] 又，将实施例8～13的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件，而与实施例1相同地制作白色发光二极体，测定其标准化光束(φv/Bφe)。

[0098] 表1中，表示构成实施例8～13的光转换用陶瓷复合材料的结晶相及其比率、该光转换用陶瓷复合材料在以460nm的波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率及相对萤光强度、以及将实施例8～13的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)。使追加添加至煅烧粉末中的La2O3粉末相对于煅烧粉末100质量％的质量比率变大至12.5质量％的实施例8中，生成LaAlO3。由此，在使添加至煅烧粉末中的La2O3粉末的比率变大至30质量％为止的范围中，随着使La2O3粉末的质量比率变大，而含有于透光相中的LaAlO3的比率变大，LaAl11O18相的比率变小。随着LaAlO3的比率变大，而内部量子效率、相对萤光强度、及白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)变小，但透光相中的LaAlO3的比率最大的实施例13的光转换用陶瓷复合材料主波长为562nm、内部量子效率为65.9％、相对萤光强度为107％，而也显示高于不含有LaAl11O18的下述比较例1的值。又，将实施例13的光转换用陶瓷复合材料应用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)显示高于下述比较例1的值而为0.253。再者，于实施例8～13中的任一实施例中，均未确认到除表1所示的结晶相以外的结晶相。

[0099] (比较例1)

[0100] 不向通过与实施例1相同的方法而获得的煅烧粉末追加添加La2O3粉末，而仅使煅烧粉末成形，除此之外，通过与实施例1相同的方法而获得比较例1的光转换用陶瓷复合材料。通过与实施例1相同的方法，对构成所获得的光转换用陶瓷复合材料的结晶相进行鉴定及定量，并算出各结晶相于透光相中的质量比率。又，通过与实施例1相同的方法，测定所获得的光转换用陶瓷复合材料在以460nm的波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率、及最大萤光强度。

[0101] 又，将比较例1的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件，而与实施例1相同地制作白色发光二极体，测定其标准化光束(φv/Bφe)。

[0102] 表1中，表示构成比较例1的光转换用陶瓷复合材料的结晶相及其比率、该光转换用陶瓷复合材料在以460nm波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率及相对萤光强度、以及将比较例1的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)。比较例1的光转换用陶瓷复合材料仅由Y3Al5O12∶Ce及α－Al2O3构成，透光相仅由α－Al2O3构成。又，以460nm波长的光激发的情形时，比较例1的光转换用陶瓷复合材料的主波长为563nm，内部量子效率为64.1％。将把比较例1的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度设为100％情形时实施例1～13的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度的相对值设为相对萤光强度。又，将比较例1的光转换用陶瓷复合材料应用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)为0.234。

[0103] (实施例14)

[0104] 称量α－Al2O3粉末(纯度为99.99％)53.89g、Lu2O3粉末(纯度为99.9％)45.71g、及CeO2粉末(纯度为99.9％)0.40g而作为原料，除此之外，通过与实施例1相同的方法而获得由Lu3Al5O12∶Ce及Al2O3所构成的煅烧粉末。与实施例1相同地，煅烧粉末由Lu3Al5O12∶Ce及Al2O3所构成是通过X射线绕射分析而确认。与实施例1相同地，向所获得的煅烧粉末添加混合相对于煅烧粉末100质量％而为1质量％的La2O3粉末(纯度为99.9％)，并进行成形、烧成，而获得实施例14的光转换用陶瓷复合材料。通过与实施例1相同的方法，对构成所获得的光转换用陶瓷复合材料的结晶相进行鉴定及定量，并算出各结晶相于透光相中的质量比率。又，通过与实施例1相同的方法，测定所获得的光转换用陶瓷复合材料在以460nm的波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率、及最大萤光强度。作为相对萤光强度，算出将后述的比较例2的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度设为100％的情形时实施例
14的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度的相对值。

[0105] 又，将实施例14的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件，而与实施例1相同地制作白色发光二极体，测定其标准化光束(φv/Bφe)。

[0106] 表2中，表示构成实施例14的光转换用陶瓷复合材料的结晶相及其比率、该光转换用陶瓷复合材料在以460nm波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率及相对萤光强度、以及将实施例14的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)。实施例14的光转换用陶瓷复合材料由Lu3Al5O12∶Ce、LaAl11O18、及α－Al2O3所构成，透光相中的LaAl11O18相的比率为15.0质量％，透光相中的α－Al2O3相的比率为85.0质量％。未确认到除所述以外的结晶相。又，以460nm波长的光激发的情形时，实施例14的光转换用陶瓷复合材料的主波长为547nm、内部量子效率为79.3％、相对萤光强度为109％，而显示高于不含有LaAl11O18的下述比较例2的值。又，将实施例14的光转换用陶瓷复合材料应用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)显示高于比较例2的值而为0.254。

[0107] (实施例5～21)

[0108] 使添加至通过与实施例14相同的方法而获得的煅烧粉末中的La2O3粉末相对于煅烧粉末100质量％的质量比率于2～12.5质量％的范围内改变，除此之外，通过与实施例14相同的方法而获得实施例15～21的光转换用陶瓷复合材料。通过与实施例1相同的方法，对构成所获得的光转换用陶瓷复合材料的结晶相进行鉴定及定量，并算出各结晶相于透光相中的质量比率。又，通过与实施例1相同的方法，测定所获得的光转换用陶瓷复合材料在以460nm波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率、及最大萤光强度。作为相对萤光强度，算出将后述的比较例2的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度设为100％的情形时实施例15～21的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度的相对值。

[0109] 又，将实施例15～21的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件，而与实施1相同地制作白色发光二极体，测定其标准化光束(φv/Bφe)。

[0110] 表2中，表示构成实施例15～21的光转换用陶瓷复合材料的结晶相及其比率、该光转换用陶瓷复合材料在以460nm波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率及相对萤光强度、以及将实施例15～21的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)。于追加添加至煅烧粉末中的La2O3粉末相对于煅烧粉末100质量％的质量比率至12.5质量％为止的范围内，随着使添加至煅烧粉末中的La2O3粉末的比率变大，而光转换用陶瓷复合材料的透光相含有的α－Al2O3的比率变小，LaAl11O18的比率变大。伴随于此，内部量子效率、相对萤光强度、及白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)变大。向煅烧粉末追加添加相对于煅烧粉末100质量％而为12.5质量％的La2O3粉末并进行烧成而获得的实施例21的光转换用陶瓷复合材料其透光相中的LaAl11O18的含有比率成为100质量％，在本发明的含有Lu3Al5O12∶Ce(于La添加量较多的实施例中，亦存在成为(Lu,La)3Al5O12∶Ce的情形)作为萤光相的光转换用陶瓷复合材料中，显示最大的内部量子效率及相对萤光强度。以460nm波长的光激发的情形时，实施例21的光转换用陶瓷复合材料的主波长为544nm，内部量子效率为90.0％，相对萤光强度为131％。又，将实施例21的光转换用陶瓷复合材料应用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)最大，为
0.294。再者，在实施例15～21中的任一实施例中，均未确认到除表2所示的结晶相以外的结晶相。

[0111] 图1中，表示利用扫描式电子显微镜(日本电子(股)制造的JSM－6510型)对实施例18、21、及后述的比较例2的光转换用陶瓷复合材料的表面进行摄影而获得的SEM照片。使用图1的SEM照片，利用图像解析软体(Mountech(股)制造的Mac－View Ver.4)而求出等效圆直径。将其结果示于表4。可知，与比较例2的0.83μm相比，实施例18、21粒径变大为1.40μm、
3.0μm。

[0112] (实施例22～26)

[0113] 使添加至通过与实施例14相同的方法而获得的煅烧粉末中的La2O3粉末相对于煅烧粉末100质量％的质量比率于15～30质量％的范围内改变，除此之外，通过与实施例14相同的方法而获得实施例22～26的光转换用陶瓷复合材料。通过与实施例1相同的方法，得到构成所获得的光转换用陶瓷复合材料的结晶相及其比率、该光转换用陶瓷复合材料在以460nm波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率、及最大萤光强度。作为相对萤光强度，算出将后述的比较例2的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度设为100％的情形时，实施例22～26的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度的相对值。

[0114] 又，将实施例22～26的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件，而与实施例1相同地制作白色发光二极体，测定其标准化光束(φv/Bφe)。

[0115] 表2中，表示构成实施例22～26的光转换用陶瓷复合材料的结晶相及其比率、该光转换用陶瓷复合材料在以460nm波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率及相对萤光强度、以及将实施例22～26的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)。使追加添加至煅烧粉末中的La2O3粉末相对于煅烧粉末100质量％的质量比率变大至15质量％为止的实施例22中，生成LaAlO3。由此，于使添加至煅烧粉末中的La2O3粉末的比率变大至30质量％为止的范围内，随着使La2O3粉末的质量比率变大，而透光相含有的LaAlO3的比率变大，LaAl11O18相的比率变小。随着LaAlO3的比率变大，而内部量子效率、相对萤光强度、及白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)变小，透光相中的LaAlO3的比率最大的实施例26的光转换用陶瓷复合材料主波长为545nm、内部量子效率为72.2％、相对萤光强度为108％，而亦显示高于不含有LaAl11O18的下述比较例2的值。又，将实施例26的光转换用陶瓷复合材料应用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)显示高于下述比较例2的值而为0.243。再者，于实施例22～26中的任一实施例中，均未确认到除表1所示的结晶相以外的结晶相。

[0116] (比较例2)

[0117] 不向通过与实施例14相同的方法而获得的煅烧粉末追加添加La2O3粉末，而仅使煅烧粉末成形，除此之外，通过与实施例14相同的方法而获得比较例2的光转换用陶瓷复合材料。通过与实施例1相同的方法，对构成所获得的光转换用陶瓷复合材料的结晶相进行鉴定及定量，并算出各结晶相于透光相中的质量比率。又，通过与实施例1相同的方法，测定所获得的光转换用陶瓷复合材料在以460nm波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率、及最大萤光强度。

[0118] 又，将比较例2的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件，而与实施例1相同地制作白色发光二极体，测定其标准化光束(φv/Bφe)。

[0119] 表2中，表示构成比较例2的光转换用陶瓷复合材料的结晶相及其比率、该光转换用陶瓷复合材料在以460nm波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率及相对萤光强度、以及将比较例2的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)。比较例2的光转换用陶瓷复合材料仅由Lu3Al5O12∶Ce及α－Al2O3构成，透光相仅由α－Al2O3构成。又，以460nm波长的光激发的情形时，比较例2的光转换用陶瓷复合材料的主波长为548nm，内部量子效率为70.8％。又，将把比较例2的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度设为100％的情形时，实施例14～26的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度的相对值设为相对萤光强度。又，将比较例2的光转换用陶瓷复合材料应用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)为0.225。

[0120] (比较例3～6)

[0121] 将添加至通过与实施例1相同的方法而获得的煅烧粉末中的粉末自La2O3粉末变更为表3所示的含M化合物粉末，并将其比率设为如表3所示，除此之外，通过与实施例1相同的方法而获得比较例3～6的光转换用陶瓷复合材料。通过与实施例1相同的方法，对构成所获得的光转换用陶瓷复合材料的结晶相进行鉴定及定量，并算出各结晶相于透光相中的质量比率。又，通过与实施例1相同的方法，测定所获得的光转换用陶瓷复合材料在以460nm波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率、及最大萤光强度。

[0122] 又，将比较例3～6的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件，而与实施例1相同地制作白色发光二极体，测定其标准化光束(φv/Bφe)。

[0123] 表3中，表示构成比较例3～6的光转换用陶瓷复合材料的结晶相及其比率、该光转换用陶瓷复合材料在以460nm波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率及相对萤光强度、以及将比较例3～6的光转换用陶瓷复合材料用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)。比较例3～6的光转换用陶瓷复合材料仅由Y3Al5O12∶Ce、MxAlyOz(自比较例3起依次为CeAl11O18、CaAl12O19、SrAl12O19、BaAl12O19)、及α－Al2O3构成，透光相由MxAlyOz及α－Al2O3构成。以460nm波长的光激发的情形时，比较例3、5及6的光转换用陶瓷复合材料显示相对较高的最大萤光强度，但内部量子效率均较低，将所述光转换用陶瓷复合材料应用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)亦为低于实施例1～13的值。又，比较例4的光转换用陶瓷复合材料系内部量子效率、最大萤光强度均较低，将该光转换用陶瓷复合材料应用作光转换构件的白色发光二极体的标准化光束(φv/Bφe)亦为低于实施例1～13的值。将把比较例1的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度设为100％的情形时比较例3～6的光转换用陶瓷复合材料的最大萤光强度的相对值设为相对萤光强度。

[0124] [表1]

[0125]

[0126] [表2]

[0127]

[0128] [表3]

[0129]

[0130] [表4]

[0131]

[0132] (实施例27～34)

[0133] 对实施例7中所获得的光转换用陶瓷复合材料进而于氮气环境中或还原性气体环境中(Ar气+4％氢气)，以1100～1700℃、4小时或8小时的条件进行热处理，除此之外，通过与实施例7相同的方法而制作光转换用陶瓷复合材料。通过与实施例7相同的方法，测定所获得的光转换用陶瓷复合材料在以460nm波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率、最大萤光强度、及标准化光束。

[0134] 可知，通过在氮气环境中或还原性气体环境中(Ar气+4％氢气)进行热处理而内部量子效率、相对萤光强度、标准化光束得到改善，特别是在1400～1600℃下进行热处理的情形时，改善幅度变大。

[0135] [表5]

[0136]

[0137] (实施例35)

[0138] 称量α－Al2O3粉末(纯度为99.99％)49.09g、Y2O3粉末(纯度为99.9％)24.31g、Gd2O3粉末(纯度为99.9％)2.08g、及CeO2粉末(纯度为99.9％)0.39g，将所述原料粉末于乙醇中利用球磨机进行24小时湿式混合后，使用蒸发器对乙醇进行脱介质，从而制备供于煅烧的混合粉末。将所获得的供于煅烧的混合粉末放入至Al2O3坩锅，装入至批次式电炉，并于大气环境中以1500℃保持3小时进行煅烧，获得由(Y0.95Gd0.05)3Al5O12∶Ce及Al2O3所构成的煅烧粉末。煅烧粉末由(Y0.95Gd0.05)3Al5O12∶Ce及Al2O3所构成通过X射线绕射分析而确认。

[0139] 继而，向所获得的煅烧粉末添加相对于煅烧粉末100质量％而为11.4质量％的La2O3粉末(纯度为99.9％)，除此之外，通过与实施例30相同的方法而制作光转换用陶瓷粉末，并算出各结晶相于透光相中的质量比率。又，通过与实施例1相同的方法，测定所获得的光转换用陶瓷复合材料在以460nm波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率、及最大萤光强度。

[0140] 进而，使用场发射穿透电子显微镜(日本电子制造的JEM－2100P型)，通过EDS测定(日本电子制造的UTW型Si(Li)半导体检测器)而进行透光相与萤光相界面部的组成分析。图2中，表示暗视野STEM照片。图2(b)所示的后述的比较例7中，在界面部确认到亮点，如表5所示，可知Ce浓度变高至3.9at％。因此，可知，界面部的亮点为因源自Ce的化合物产生的亮点。另一方面，可知，图2(a)所示的实施例35中未确认到界面部的亮点，Ce浓度亦变低至
0.3at％。又，进行萤光相内的组成分析，结果可知，存在0.14at％的La，在萤光相内固溶有La。

[0141] (比较例7)

[0142] 不向通过与实施例35相同的方法而获得的煅烧粉末追加添加La2O3粉末，而仅使煅烧粉末成形，除此之外，通过与实施例35相同的方法而获得比较例7的光转换用陶瓷复合材料。通过与实施例1相同的方法，对构成所获得的光转换用陶瓷复合材料的结晶相进行鉴定及定量，并算出各结晶相于透光相中的质量比率。又，通过与实施例1相同的方法，测定所获得的光转换用陶瓷复合材料在以460nm波长的光激发的情形时的萤光的主波长、内部量子效率、及最大萤光强度。进而，通过与实施例35相同的方法，进行透光相与萤光相的界面部的组成分析。

[0143] [表6]

[0144]

[0145] [表7]

[0146]