"少なくとも第1相及び第2相の2つの酸化物相が連続的にかつ三次元的に相互に絡み合った組織を有する凝固体であって、前記第1相は、BaまたはSrを含み、蛍光を発するCeで賦活されたY3Al5O12相であり、前記第2相は、Al2O3相であり、前記凝固体中のSrまたはBaは、前記凝固体100質量部に対して酸化物換算で0.01~1.00質量部含有されていることを特徴とする光変換用セラミック複合体。凝固体中のセリウム量をCe/YCeで表したとき、前記Ce/YCeが0.04未満但し、Ce/YCe=0を除くであることを特徴とする請求項1記載の光変換用セラミック複合体。波長420~500nmにピークを有する光を吸収することによって、560~570nmに主波長を有する蛍光を発することを特徴とする請求項1又は2記載の光変換用セラミック複合体。発光素子と請求項1乃至3いずれか記載の光変換用セラミック複合体とを備えることを特徴とする発光装置。波長420~500nmにピークを有する発光素子と、560~570nmに主波長を有する蛍光を発する請求項1乃至3いずれか記載の光変換用セラミック複合体とを備えることを特徴とする発光装置。前記発光素子が発光ダイオード素子であることを特徴とする請求項4又は5記載の発光装置。Al2O3、Y2O3及びCeO2の混合物100質量部に対して、製造中に酸化物として存在するSr化合物又はBa化合物を酸化物換算で0.01~1質量部含有する原料混合物を、融解させた後、一方向凝固法により凝固させることを特徴とする光変換用セラミック蛍光体の製造方法。以上のように、特許文献3記載の一方向凝固法により得られる光変換用セラミック複合体は、樹脂を使用せず、耐熱性に優れ、耐紫外線性を有し、樹脂分散系より熱伝導が良い、と優れた点を有しているものの、Ceの含有量を調整して蛍光波長を調整して特定の波長範囲にすると、製造時の凝固方向の位置によって、蛍光の主波長にバラツキが生じるという問題があることが判明した。このため、光変換用セラミック複合体を用いた白色発光装置においても、色ムラバラツキが大きくなってしまう問題があった。また、同時に、光変換用セラミック複合体の蛍光強度を向上させるために、Ce量を増加させると、蛍光波長が変化してしまい、目的とする蛍光の主波長を変えずに蛍光強度を上げることができないという問題がある。また、既知の置換元素で蛍光波長を保とうとすると、蛍光体の蛍光強度が低下してしまい、求める蛍光特性が得られないという問題がある。そこで本発明は、蛍光波長が特定の範囲にあり、凝固体の位置による蛍光主波長のバラツキが小さく、かつ蛍光強度の高い、光変換用セラミック複合体、その製造方法、及びそれを備えた発光装置を提供することを目的とする。以上の目的を達成するために、本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、原料組成物にSrまたはBaの酸化物、または製造工程中に酸化物に変化するSr化合物またはBa化合物を添加し、その混合原料を用いて一方向凝固を行い、凝固体中にSrまたはBaを含有させることにより、凝固体の位置による蛍光主波長のバラツキを小さくし、かつ特定の範囲の蛍光波長で高い蛍光強度を保つことが可能な光変換用セラミック複合体を得ることができることを見出し本発明に至った。即ち、本発明は、少なくとも第1相及び第2相の2つの酸化物相が連続的にかつ三次元的に相互に絡み合った組織を有する凝固体であって、前記第1相は、BaまたはSrを含み、蛍光を発するCeで賦活されたY3Al5O12相であり、前記第2相は、Al2O3相であり、前記凝固体中のSrまたはBaは、前記凝固体100質量部に対して酸化物換算で0.01~1.00質量部含有されていることを特徴とする光変換用セラミック複合体である。本発明の光変換用セラミック複合体において、凝固体中のセリウム量をCe/YCeで表したとき、前記Ce/YCeが0.04未満但し、Ce/YCe=0を除くであることが好ましい。また、本発明は、発光素子と前記光変換用セラミック複合体とを備えることを特徴とする発光装置に関するものである。さらに、本発明は、Al2O3、Y2O3及びCeO2の混合物100質量部に対して、製造中に酸化物として存在するSr化合物又はBa化合物を酸化物換算で0.01~1.00質量部含有する原料混合物を、融解させた後、一方向凝固法により凝固させる光変換用セラミック蛍光体の製造方法に関するものである。以上のように、本発明によれば、蛍光波長が特定の範囲にあり、凝固体の位置による蛍光主波長のバラツキが小さく、かつ蛍光強度の高い、光変換用セラミック複合体、その製造方法、及びそれを備えた発光装置を提供することができる。以下、本発明を詳細に説明する。[光変換用セラミック複合体]本発明に係る光変換用セラミック複合体は、少なくとも第1相及び第2相の2つの酸化物相が連続的にかつ相互に絡み合った組織を有する凝固体である。2つの酸化物相が連続的にかつ三次元的に相互に絡み合った組織とは、図2に示されるように、各相間に、アモルファス等の境界相が存在せず、酸化物相同士が直接接している組織である。本発明に係る光変換用セラミック複合体において、前記第1相は、BaまたはSrを含み、蛍光を発するCeで賦活されたY3Al5O12相であり、前記第2相は、Al2O3相であり、前記凝固体中のSrまたはBaは、前記凝固体100質量部に対して酸化物換算で0.01~1.00質量部含有されていることを特徴とする。前記凝固体100質量部は、SrまたはBaの酸化物を含有していないとして考えた場合の凝固体を基準にしている。前記凝固体100質量部に対してSrまたはBaを酸化物換算で0.01~1.00質量部含有していると、凝固体で位置による蛍光主波長のバラツキを小さくし、かつ特定の範囲の蛍光波長で高い蛍光強度を保つことが可能な光変換用セラミック複合体を得ることができる。SrまたはBaの酸化物換算量が1.00質量部を超える場合は、第2相の大部分がAl2O3相からSrAl12O19相、BaAl12O19相になってしまう。また、凝固体にクラックが発生しやすくなる。SrまたはBaの酸化物換算量が0.01質量部より小さい場合は、波長420~500nmにピークを有する光を吸収することによって発する蛍光の主波長の凝固体位置での変動量が無調整YAG:Ceと同程度まで広がってしまい、添加による蛍光波長の安定化効果が発現しない。本発明において、第1相YAG:Ce蛍光体相には、SrまたはBaが存在している。第1相にSrまたはBaが存在していることは、電界放出型走査電子顕微鏡による元素分析により確認される。本発明に係る光変換用セラミック複合体における蛍光の主波長の安定化の原理については、以下のように考えられる。従来の光変換用セラミック複合体においては、通常、Ce増量による蛍光波長の変化は、第1相内にCeが不均一に存在し、偏析する部分で蛍光を再吸収再発光することで、蛍光波長を長波側に移行させることにより生じると考えられる。そして、凝固体位置による蛍光主波長のバラツキは、その第1相内のCeの偏析状態が、凝固体位置によって異なることに起因すると考えられる。本発明では、SrまたはBaが第1相内に適量存在することで、長波化をもたらすようなこれらのCe偏析が抑制され、Ceが第1相内に均一に分散することで、Ceによる蛍光の再吸収再発光が抑制される。そのため、蛍光スペクトルの長波側の発光量がCe濃度や厚みにより変化せず、また、蛍光波長の安定化がもたらされ、凝固体位置による蛍光主波長のバラツキが小さくなっている、と考えられる。本発明の光変換用セラミック複合体は、凝固体中のセリウム量をCe/YCeで表したとき、前記Ce/YCeが0.04未満但し、Ce/YCe=0を除くであることが好ましい。前記Ce/YCeを0.04未満但し、Ce/YCe=0を除くの範囲にすれば、特定の範囲の蛍光波長で蛍光強度を調整することが可能である。前記Ce/YCeが0である場合は、蛍光を発現する賦活元素が存在しないため、セラミック複合体の第1相が蛍光体相として機能しない。前記Ce/YCeが0.04以上になる場合は、青色に比べて黄色蛍光の割合が大きすぎるため、好ましい疑似白色光を得るためには光変換用セラミック複合体の厚みを、例えば、0.1mm以下に薄くする必要があり、色調を制御する際のセラミック複合体の厚み範囲が小さくなりすぎるため、発光装置の色調の調整が難しくなり好ましくない。さらに、Ce/YCeが大きいと、第1相及び第2相以外の相であるCeAlO3相やCeAl11O18相等の複合酸化物相の体積割合が大きくなり、Ce量を増やしても蛍光強度が向上しなくなる場合がある。前記Ce/YCe及びSrまたはBaの酸化物換算量は、次の方法により求めることができる。本発明に係る光変換用セラミック複合体の粉砕物を炭酸ナトリウムとホウ酸で加熱融解させた後、塩酸、及び硫酸を加えて加熱溶解させる。得られた溶解物について、誘導結合プラズマ発光分光分析ICP-AESを行って、Al、Y、Sr、Ba、及びCeの相対質量を求め、その結果から、前記Ce/YCe及びSrまたはBaの酸化物換算量を算出する。第1相及び第2相以外の酸化物相は極めて少ないが、蛍光特性に影響を与えない範囲で存在することがある。第1相及び第2相以外の酸化物相としては、一般的に、CeAlO3相、CeAl11O18相、SrAl12O19相、BaAl12O19相、BaAl9.2O14.8相、及びY、CeAlO3相などの複合酸化物相が挙げられる。本発明に係る凝固体は、複数の元素を含む多元系であるため、第1相及び第2相の体積割合は、公知のAl2O3-Y2O3二元系の体積割合とは一致せず、他の含有元素の種類と量によって異なる。また、後述の製造方法により、前記複合酸化物相の生成量も変化するため、組成によって第1相及び第2相の体積割合は一定になるものではない。製造後に第1相及び第2相が共存する原料組成比の範囲内であれば、本発明に係る光変換用セラミック複合体が可能である。本発明に係る光変換用セラミック複合体は、波長420~500nmにピークを有する光励起光を吸収することによって、560~570nmに主波長を有する蛍光を効率よく発することができる。これにより、黄色蛍光を効率良く得ることができる。励起光が、波長400~419nm、もしくは501~530nmでも、効率が低下するものの、本発明に係る光変換用セラミック複合体は、蛍光を発することができる。さらに励起光が、波長300~360nmの近紫外光でも、本発明に係る光変換用セラミック複合体は、蛍光を発することができる。蛍光の主波長は、日本分光製FP6500に積分球を組み合わせた固体量子効率測定装置により測定することができる。光変換用セラミック複合体の発する蛍光のピーク波長は、一般的には第1相YAG:CeのYサイトのCe置換量が多いほど、より長波長側にシフトする。しかし、本発明に係る光変換用セラミック複合体では、SrまたはBaを含有することによって、光変換用セラミック複合体の発する蛍光の主波長については、発明の範囲内ではこれらの効果でほとんど変化せず、一定の波長領域に保たれる。また、Ce置換量は、添加するCeO2原料のモル分率を変えることで第1相のCe含有量を調整することができる。本発明に係る光変換用セラミック複合体は、板状等の適切な形状に加工されたものでも良い。光変換用セラミック複合体の厚み等を変えることにより、発光装置に用いた場合、色調を容易に制御することができ、形状の精度を保つことで、色調のバラツキを容易に小さく抑えることができる。[光変換用セラミック複合体の製造方法]本発明に係る光変換用セラミック複合体は、原料酸化物を融解させて、所定の条件の一方向凝固法により融解物を凝固させることで作製することができる。例えば、融解温度約1820°C以上の所定温度に保持した坩堝に仕込んだ原料酸化物の融解物を、冷却速度を制御しながら冷却凝結凝固させる簡単な方法で凝固体を得ることができる。一方向凝固法は、固相/液相界面に最適な温度勾配を与え、結晶成長を一方向にコントロールして凝固を行う方法である。一方向凝固法においては、含まれる結晶相は単結晶状態で連続的に成長する。原料酸化物は、少なくとも1つの酸化物相が蛍光体相であり、かつAl2O3、Y2O3、CeO2の混合物を組成の主体とする組成物であれば、本願出願人が先に開示したセラミック複合材料特開平7-149597号公報、特開平7-187893号公報、特開平8-81257号公報、特開平8-253389号公報、特開平8-253390号公報、および特開平9-67194号公報、並びにこれらに対応する米国出願米国特許第5,569,547号、同第5,484,752号、及び同第5,902,963号を用いることができる。これらの出願及び特許の開示内容はここに参照して、本出願に含めるものである。添加するSr化合物またはBa化合物は、原料の際に酸化物でなくても良く、原料準備の際の前処理や原料融解物の作製時などの製造工程で、容易に酸化物に変化する炭酸塩などの化合物で良い。添加量はこれらの元素の酸化物換算で決定する。なお、SrまたはBaの酸化物換算にはSrOまたはBaOを用いる。製造中に酸化物として存在するSr化合物またはBa化合物としては、具体的には、SrO、SrF2、SrCl2、SrCO3、BaO、BaF2、BaCl2、BaCO3などが挙げられる。一方向凝固法は、凝固方向に付与される温度低下勾配、及び凝固方向への移動速度を制御する。温度低下勾配は、40°C/cm以上、好ましくは50°C/cm以上である。これにより、第1相及び第2相以外の酸化物相の生成を抑制し、凝固体の第1相に所定量のSrまたはBaを含有させることに有効である。温度勾配が40°C/cmより低いと、CeAlO3相、CeAl11O19相、SrAl12O19相、BaAl12O19相等の第1相及び第2相以外の複合酸化物相が高い体積割合で生成し、青色発光素子と本発明に係る光変換用セラミック複合体とから白色発光装置を構成した場合に、白色発光装置から得られる全放射束が小さくなる場合がある。また、前記の複合酸化物相にはCeやSrまたはBaが含まれているため、第1相に含有するCeとSrまたはBaの量が減少してしまう場合がある。移動速度は、20mm/時間以下、好ましくは1~15mm/時間である。これにより、第1相及び第2相以外の酸化物相の生成を抑制し、かつ凝固体の第1相に所定量のSrまたはBaを含有させることに有効である。移動速度が20mm/時間を越えると、前記と同様に、CeAlO3相、CeAl11O19相、SrAl12O19相、BaAl12O19相等の第1相及び第2相以外の複合酸化物相が高い体積割合で生成し、青色発光素子と本発明に係る光変換用セラミック複合体とから白色発光装置を構成した場合に、白色発光装置から得られる全放射束が小さくなる場合がある。また、前記のCeやSrまたはBaを含む複合酸化物相が高い体積割合で生成するため、第1相に含有するCeとSrまたはBaの量が減少してしまう場合がある。温度低下勾配とは、例えば、一方向凝固法を、融解物が収容された坩堝の移動、又は融解物の引上げ、引下げにより行う場合においては、凝固方向に対して平行な方向に一定間隔で設けられた熱電対等で測定された加熱手段の1cm毎の温度差である。移動速度とは、例えば、一方向凝固法を、融解物が収容された坩堝の移動、又は融解物の引上げ、引下げにより行う場合においては、凝固方向に対して平行な方向に坩堝等が移動する速度である。以上のような条件での一方向凝固法が、本発明に係る光変換用セラミック複合体となる凝固体の製造に好適である。前記の条件以外でも、第1相及び第2相が共存して凝固すれば本発明に係る光変換用セラミック複合体となる凝固体を製造することができる。[発光装置]本発明に係る発光装置は、発光素子と本発明に係る光変換用セラミック複合体とを備える。発光素子は、420~500nmにピークを有する光を発する発光素子であることが好ましい。この波長により、光変換用セラミック複合体の第1相蛍光体相を励起して蛍光が得られるためである。波長は、440~480nmにピークを有することがさらに好ましい。第1相の励起効率が高く、効率よく蛍光が得られ、発光装置の高効率化に好適であるためである。発光素子としては、例えば、発光ダイオード素子、及びレーザー光を発生する素子が挙げられるが、小型で安価であるため、発光ダイオード素子であることが好ましい。発光ダイオード素子としては、青色発光ダイオード素子であることが好ましい。光変換用セラミック複合体は、波長560~570nmに主波長を有する蛍光を発する光変換用セラミック複合体であることが好ましい。発光装置は、白色発光装置であることが好ましい。本発明に係る発光装置は、発光素子から発する光を光変換用セラミック複合体に照射し、光変換用セラミック複合体を透過した光、及び発光素子から発する光を光変換用セラミック複合体により波長変換された蛍光を利用する。本発明に係る発光装置としては、例えば、図1に示される発光装置1を挙げることができる。発光装置1は、波長560~570nmに主波長を有する蛍光を発する光変換用セラミック複合体3と、420~500nmにピークを有する光を発する発光素子4とを備える。光変換用セラミック複合体3は、平板状に形成されている。単結晶基板2は、光変換用セラミック複合体3の下に、光変換用セラミック複合体3と平行になるように配置されている。発光素子4は、単結晶基板2に形成されており、基板側と異なる面で電極5、6を介してパッケージ7に接続されている。発光素子4は、紫色~青色の光を発する素子であり、その波長に合わせて白色が得られるように、発光素子4から発する紫色~青色光を、単結晶基板2を透過後に、蛍光ピーク波長の調整を行った光変換用セラミック複合体3に入射する。それによって励起された第1相蛍光体相からの黄色の蛍光と、第2相非蛍光体相からの紫色~青色の透過光が、第1相と第2相とが連続的にかつ三次元的に相互に絡み合い均一に分布した構造の凝固体中を通過することで、光が均質に混合され、色むらが小さい白色を得ることができる。以上のように、本発明に係る光変換用セラミック複合体は、蛍光体相を含む各酸化物相が、単結晶状態で連続的にかつ三次元的に相互に絡み合って存在する。そのため、本発明に係る光変換用セラミック複合体からは、主波長560~570nmに調整された均質な黄色蛍光を効率良く安定して得ることができる。また、酸化物セラミックで構成されているため耐熱性耐久性に優れている。さらに、本発明に係る光変換用セラミック複合体は、連続性が低い第1相YAG:Ce相及び第2相Al2O3相以外の相が極めて少ないため、光の透過率が高い。そのため、青色発光素子と組み合わせて白色発光装置を構成する場合に、その蛍光波長に関らず、白色光の全放射束が低下しない。本発明に係る発光装置は、本発明に係る光変換用セラミック複合体を備えているので、波長調整された均質な黄色蛍光により、青色発光素子と組み合わせて、発光装置による発光波長のバラツキが無く、均質で色ムラが小さい高輝度な白色発光装置を得ることができる。また、本発明に係る発光装置は、本発明に係る光変換用セラミック複合体を備えているので、光変換用セラミック複合体自身がバルク体であり封入樹脂が必要ないことから熱光による劣化がなく高出力化高効率化が可能である。以下、具体的例を挙げ、本発明を更に詳しく説明する。実施例1α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.81モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.19×0.997モル、CeO2粉末純度99.9を0.19×0.003モルとなるよう秤量した。これらの混合物100質量部に対して、SrCO3粉末純度99.9を酸化物換算で0.3質量部になるよう秤量した。これらの粉末をエタノール中、ボールミルによって16時間湿式混合した後、エバポレーターを用いてエタノールを脱媒して原料粉末を得た。原料粉末は、真空炉中で予備融解し一方向凝固の原料とした。次に、この原料をそのままモリブデンルツボに仕込み、上部に融解保持ゾーンが、下部に上下方向凝固方向に100°C/cmの温度勾配が設定された冷却ゾーンが設けられた一方向凝固装置の融解保持ゾーンにセットし、1.33×10-3Pa10-5Torrの圧力下で原料を融解した。次に同一の雰囲気において、モリブデンルツボを5mm/時間の速度で下降させて、モリブデンルツボを下部から冷却することで、YAG:Ce相、及びAl2O3相からなる実施例1に係る凝固体を得た。凝固体の凝固方向に垂直な断面組織を図2に示す。Aの黒い部分が第2相Al2O3相、Bの白い部分が第1相YAG:Ce相である。以下のようにして、得られた凝固体の蛍光の主波長nm、位置ごとの主波長の変動量、並びに蛍光強度を求めた。結果を表1に示す。蛍光主波長、変動量、蛍光強度:光変換用セラミック複合体として得られた凝固体の寸法は、直径が40mm、凝固方向の高さが70mmであり、得られた凝固体から凝固方向の位置ごとにφ16mm×0.2mmの円盤状試料を切り出した。試料の切り出し位置は、得られた凝固体の凝固方向でその両端部を含んで5分割した位置とし、円盤状試料の中心が、凝固体の凝固方向に垂直な面の中心の位置になるようにした。5つの位置ごとの円盤状試料について日本分光製固体量子効率測定装置を用い、励起光の波長は460nmとして蛍光特性評価を行った。同一凝固体で位置の異なる5試料の蛍光の主波長の平均値λd、aveを求め、この平均値と各切り出し位置での試料の主波長λdとの差から、主波長の変動量Δλdnm=λd-λd、aveを算出した。これらの最大値の絶対値|Δλd、max|を主波長バラツキの指標として用いた。蛍光強度は、後述する比較例1の最大蛍光強度を1として示してある。比較例1と比較すると、蛍光の主波長は移動せず、かつ蛍光の強度は同等の値が得られていることが分かる。また、凝固体の位置ごとの主波長の最大変動量|Δλd、max|は、試料の主波長の平均値に対して0.1nm以下となっていた。発光装置:図1に示すような発光装置1を作製した。光変換用セラミック複合体3は、凝固体から採取した2mm×1mm×0.1~0.8mmの平板状試料とした。発光素子4は、波長463nmの青色光が発せられるLEDとした。LEDを発光させて青色光を平板状試料の底面に照射し、放射された放射束を積分球を用いた市販のLED測定システムで測定した。測定された放射束が光変換用セラミック複合体の蛍光特性を反映した値を示すことを確認した。即ち、本発明の発光装置では、設定した色調の発光を示し、色ムラバラツキが小さく、高輝度であった。光変換用セラミック複合体の試料厚みを変えたときの発光色度の変化から、光変換用セラミック複合体の厚み調整による発光装置の色調の安定化への適合性を判断した。比較例1原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.81モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.19×0.997モル、CeO2粉末純度99.9を0.19×0.003モルとして、その他の化合物は加えず、実施例1と同様の工程により、比較例1に係る凝固体を得た。即ち、比較例1は、Srの酸化物を含有していない例である。実施例1と同様に、得られた凝固体の蛍光の主波長nm、主波長の平均値からの最大変動量、並びに蛍光強度を求めた。結果を表1に示す。図3は、実施例と比較例に係る光変換用セラミック複合体の主波長の平均値と凝固方向の異なる位置での主波長との差の範囲を比較した図である。図に示すとおり、比較例1では、凝固方向切り出し位置により、試料の主波長の平均値に対してプラスマイナス0.3nm以上の差が生じているのに対し、実施例1では、試料の主波長の平均値に対して0.1nm以下となっている。この値は、凝固方向の位置での特性バラツキが大きく改善されたことを示している。実施例2原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.81モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.19×0.993モル、CeO2粉末純度99.9を0.19×0.007モル秤量し、これらの混合物100質量部に対して、SrCO3粉末純度99.9を酸化物換算で0.3質量部になるよう秤量した。その他は、モリブデンルツボの移動速度を10mm/時間とした以外は、実施例1と同様の工程により、実施例2に係る凝固体を得た。実施例1と同様に、得られた凝固体の蛍光の主波長nm、と主波長の平均値からの最大変動量、蛍光強度を求めた。結果を表1に示す。主波長の凝固方向ごとのバラツキ量は実施例1と同じく、試料の主波長の平均値に対して0.1nm以下となっていた。実施例3原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.81モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.19×0.996モル、CeO2粉末純度99.9を0.19×0.004モル秤量し、これらの混合物100質量部に対して、SrCO3粉末純度99.9を酸化物換算で0.4質量部になるよう秤量した。その他は、モリブデンルツボの移動速度を10mm/時間とした以外は、実施例1と同様の工程により、実施例3に係る凝固体を得た。実施例1と同様に、得られた凝固体の蛍光の主波長nm、と主波長の平均値からの最大変動量、蛍光強度を求めた。結果を表1に示す。主波長の凝固方向ごとのバラツキ量は実施例1と同じく、試料の主波長の平均値に対して0.1nm以下となっていた。実施例4原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.81モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.19×0.996モル、CeO2粉末純度99.9を0.19×0.004モル秤量し、これらの混合物100質量部に対して、SrCO3粉末純度99.9を酸化物換算で0.1質量部になるよう秤量した。その他は、モリブデンルツボの移動速度を10mm/時間とした以外は、実施例1と同様の工程により、実施例4に係る凝固体を得た。実施例1と同様に、得られた凝固体の蛍光の主波長nm、と主波長の平均値からの最大変動量、蛍光強度を求めた。結果を表1に示す。主波長の凝固方向ごとのバラツキ量は実施例1と同じく、試料の主波長の平均値に対して0.1nm以下となっていた。比較例2原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.81モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.19×0.997モル、CeO2粉末純度99.9を0.19×0.003モル秤量し、これらの混合物100質量部に対して、SrCO3粉末純度99.9を酸化物換算で1.1質量部になるよう秤量した。その他は実施例1と同様の工程により、比較例2に係る凝固体を得た。即ち、比較例2は、Srの酸化物含有量を増加させた例である。実施例1と同様に、得られた凝固体の蛍光の主波長nm、と主波長の平均値からの最大変動量、蛍光強度を求めた。結果を表1に示す。主波長の凝固方向ごとのバラツキ量は実施例1と同じく、試料の主波長の平均値に対して0.1nm以下となっていたが、蛍光強度が比較例1に対して低下していた。図4にこのようにして得られた実施例1と比較例1および2の凝固体を粉砕した粉末のX線回折パターンの比較を示す。どちらもYAG相、Al2O3相のピークを有しているが、Srの酸化物換算添加量の多い比較例2ではYAG相のピークが低角側にシフトしている。また、図中の左上に示したYAG420のピークの拡大図より、実施例1でもYAG相のピークが低角側にシフトしていることが分かる。これらは、Srの酸化物換算添加量の増大によってYAGの格子が広がっていることを表しており、SrがYAG相に存在していることが分かる。実施例1と比較例2の凝固体については、鏡面状態の断面を電界放出型走査電子顕微鏡による元素分析を行った。元素分析の際に撮影した反射電子像は第1相YAG:Ce相、及び第2相Al2O3相を、白黒の明るさの違いで明確に識別できた。それと同時に元素分析により、前記反射電子像と同視野の構成元素マッピング図を得た。この結果、Sr元素の分布領域は、反射電子像での第1相と同定した領域およびY元素分布領域と一致した。これらは、SrがYAG相に存在していることを示していた。実施例5原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.81モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.19×0.99モル、CeO2粉末純度99.9を0.19×0.01モル秤量し、これらの混合物100質量部に対して、SrCO3粉末純度99.9を酸化物換算で0.3質量部になるよう秤量した。その他は実施例1と同様の工程により、実施例5に係る凝固体を得た。実施例1と同様に、得られた凝固体の蛍光の主波長nm、と主波長の平均値からの最大変動量、蛍光強度を求めた。結果を表1に示す。蛍光強度は比較例1に対して1.4と高い値を示しつつも、蛍光の主波長は実施例1と同じ値を保っていた。また、主波長の凝固方向ごとのバラツキ量は実施例1と同じく、試料の主波長の平均値に対して0.1nm以下となっていた。比較例3原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.81モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.19×0.99モル、CeO2粉末純度99.9を0.19×0.01モル秤量し、その他の化合物は加えず、実施例1と同様の工程により、比較例3に係る凝固体を得た。即ち、比較例3は、実施例5のSrの酸化物を含有していない例である。実施例1と同様に、得られた凝固体の蛍光の主波長nm、と主波長の平均値からの最大変動量、蛍光強度を求めた。結果を表1に示す。蛍光強度は比較例1に対して1.4と高い値を示したが、蛍光の主波長は実施例1より長波長となっていた。また、主波長の凝固方向ごとのバラツキ量は試料の主波長の平均値に対して0.2nmの違いが生じていた。図5は実施例1、実施例5および比較例3に係る光変換用セラミック複合体の蛍光特性を示すスペクトル図である。実施例5では実施例1と同じ主波長を示す蛍光スペクトルとなっているのに対し、比較例3では実施例5と同じCe量で蛍光スペクトルが長波長側に移行してしまうことを示している。実施例6原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.81モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.19×0.97モル、CeO2粉末純度99.9を0.19×0.03モル秤量し、これらの混合物100質量部に対して、SrCO3粉末純度99.9を酸化物換算で0.3質量部になるよう秤量した。その他は実施例1と同様の工程により、実施例6に係る凝固体を得た。実施例1と同様に、得られた凝固体の蛍光の主波長nm、と主波長の平均値からの最大変動量、蛍光強度を求めた。結果を表1に示す。蛍光強度は比較例1に対して1.5と高い値を示したが、蛍光の主波長は実施例1とほぼ同じ値であった。また、主波長の凝固方向ごとのバラツキ量は実施例1と同じく、試料の主波長の平均値に対して0.1nm以下となっていた。実施例7原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.81モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.19×0.97モル、CeO2粉末純度99.9を0.19×0.03モル秤量し、これらの混合物100質量部に対して、SrCO3粉末純度99.9を酸化物換算で0.8質量部になるよう秤量した。その他は実施例1と同様の工程により、実施例7に係る凝固体を得た。実施例1と同様に、得られた凝固体の蛍光の主波長nm、と主波長の平均値からの最大変動量、蛍光強度を求めた。結果を表1に示す。蛍光強度は比較例1に対して1.6と高い値を示したが、蛍光の主波長は実施例1とほぼ同じ値であった。また、主波長の凝固方向ごとのバラツキ量は実施例1と同じく、試料の主波長の平均値に対して0.1nm以下となっていた。比較例4原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.81モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.19×0.97モル、CeO2粉末純度99.9を0.19×0.03モル秤量し、その他の化合物は加えず、実施例1と同様の工程により、比較例4に係る凝固体を得た。即ち、比較例4は、Ce原子比率が多く、Srの酸化物を含有していない例である。実施例1と同様に、得られた凝固体の蛍光の主波長nm、と主波長の平均値からの最大変動量、蛍光強度を求めた。結果を表1に示す。蛍光強度は比較例1に対して1.5と高い値を示したが、蛍光の主波長は比較例3よりさらに長波長となっていた。また、主波長の凝固方向ごとのバラツキ量は試料の主波長の平均値に対して0.2nmの違いが生じていた。実施例8原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.81モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.19×0.997モル、CeO2粉末純度99.9を0.19×0.003モル秤量し、これらの混合物100質量部に対して、BaCO3粉末純度99.9を酸化物換算で0.3質量部になるよう秤量した。その他は実施例1と同様の工程により、実施例8に係る凝固体を得た。即ち、実施例8は、実施例1のSrをBaに変えた例である。実施例1と同様に、得られた凝固体の蛍光の主波長nm、と主波長の平均値からの最大変動量、蛍光強度を求めた。結果を表1に示す。蛍光強度は実施例1と同程度の値を示し、かつ蛍光の主波長は実施例1とほぼ同じに保たれていた。平均主波長からの凝固方向ごとの主波長の最大変動量は実施例1と同じく、試料の主波長の平均値に対して0.1nm以下となっていた。比較例5原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.81モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.19×0.997モル、CeO2粉末純度99.9を0.19×0.003モル秤量し、これらの混合物100質量部に対して、CaCO3粉末純度99.9を酸化物換算で0.3質量部になるよう秤量した。その他は実施例1と同様の工程により、比較例5に係る凝固体を得た。即ち、比較例5は、実施例1のSrをCaに変えた例である。得られた凝固体は、実施例1と同様の組織構造を示していたが、比較例5の発光装置での蛍光強度は、実施例1での値の1以下となり、蛍光特性が著しく低下した。実施例9原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.81モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.19×0.96モル、CeO2粉末純度99.9を0.19×0.04モル秤量し、これらの混合物100質量部に対して、SrCO3粉末純度99.9を酸化物換算で0.3質量部になるよう秤量した。その他は実施例1と同様の工程により、実施例9に係る凝固体を得た。実施例1と同様に、得られた凝固体の蛍光の主波長nm、と主波長の平均値からの最大変動量、蛍光強度を求めた。結果を表1に示す。蛍光強度は比較例1に対して1.5と高い値を示したが、蛍光の主波長は実施例1とほぼ同じ値であった。また、主波長の凝固方向ごとのバラツキ量は実施例1と同じく、試料の主波長の平均値に対して0.1nm以下となっていた。ただし、実施例9の凝固体は、第1相および第2相以外の相であるCeAlO3相やCeAl11O18相等の複合酸化物相の体積割合が増え、Ce量を増やしたことによるさらなる蛍光強度の向上がみられない場合があった。また、青色発光素子と本発明に係る光変換用セラミック複合体とから白色発光装置を構成した場合には、青色に比べて黄色蛍光の割合が大きすぎるため、適度な疑似白色が得られる試料厚みが0.09mmと薄くなった。このため、安定した色調を示す発光装置を得るには、厳しい厚み精度が要求された。"