"少なくとも第1相及び第2相の2つからなる相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した式1で表わされる組成物からなる凝固体であって、前記第1相は、蛍光を発するCeで付活されたY3Al5O12相、前記第2相は、Al2O3相であり、前記凝固体の断面の97面積以上が前記第1相及び前記第2相であることを特徴とする光変換用セラミック複合体。波長420nm~500nmにピークを有する光を吸収することによって、550nm~565nmにピークを有する蛍光を発す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。少なくとも第1相及び第2相の2つからなる相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した式2で表わされる組成物からなる凝固体であって、前記第1相は、Gd及び蛍光を発するCeで付活されたY3Al5O12相、前記第2相は、Al2O3相であり、前記凝固体の断面の97面積以上が前記第1相及び前記第2相であることを特徴とする光変換用セラミック複合体。波長420nm~500nmにピークを有する光を吸収することによって、550nm~580nmにピークを有する蛍光を発することを特徴とする請求項3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4いずれか記載の光変換用セラミック複合体を備えることを特徴とする発光装置。前記発光素子が波長420nm~500nmにピークを有する光を発することを特徴とする請求項5記載の発光装置。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5又は6記載の発光装置。原料酸化物を融解させて、一方向凝固法により融解物を凝固させて光変換用セラミック複合体を製造する方法であって、前記原料酸化物が式3で表わされる組成物であり、かつ前記一方向凝固法の凝固方向に付与される温度低下勾配が40°C/cm以上、及び凝固方向への移動速度が25mm/時間以下であ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の製造方法。原料酸化物を融解させて、一方向凝固法により融解物を凝固させて光変換用セラミック複合体を製造する方法であって、前記原料酸化物が式4で表わされる組成物であり、かつ前記一方向凝固法の凝固方向に付与される温度低下勾配が40°C/cm以上、及び凝固方向への移動速度が25mm/時間以下であることを特徴とする請求項3又は4記載の光変換用セラミック複合体の製造方法。しかしながら、特許文献3記載の方法により得られた光変換用セラミック複合体は、光変換用セラミック複合体の蛍光波長のピークを長波長側に調整すると、得られる白色光のスペクトルの積分値全放射束が小さくなる。全放射束が小さくなる理由として、次の理由が考えられる。光変換用セラミック複合体1を構成する酸化物相は、YAG:Ce相、Al2O3相、Y,CeAlO3相、Y,Ce4Al2O9相、CeAl11O18相、Y2O3相、及びCeO2相等のうち少なくとも2相であり、Gd元素が含まれる場合には、YAG:Gd,Ce相、Al2O3相、Y,Gd,CeAlO3相、Y,Gd,Ce4Al2O9相、Gd,CeAl11O18相、Y2O3相、Gd2O3相、及びCeO2相等のうち少なくとも2相であるが、YAG:Ce相及びYAG:Gd,Ce相、並びにAl2O3相以外の相は、その連続性が低いことが多く、光を散乱させ、光の透過率を低下させやすい。特に、YAG:Ce相のCe分率並びにYAG:Gd,Ce相のGd及びCe分率を大きくすることで、光変換用セラミック複合体の蛍光のピーク波長を長波長側に調整できるが、光変換用セラミック複合体全体の組成において、GdやCeの割合が大きくなり、Ceを大きな割合で含むCeAlO3相及びCeAl11O18相等並びにGd及び/又はCeを大きな割合で含むGd,CeAlO3相及びGd,CeAl11O18相等の体積割合も増大する傾向がある。これにより、白色光のスペクトルの放射束が低下するものと考えられる。また、特許文献2の実施例1には、YAG:Ce相、及びAl2O3相のみから構成される光変換用セラミック複合材料が開示されている。この光変換用セラミック複合材料の原料組成は、下記の式3で示される組成式において、x ́=0.8200、c ́=0.0033であるが、製造された凝固体においては、そのYAG:Ce相のCe分率が低いために、約470nmの青色光の入射によって発する蛍光のピーク波長が530nmに留まっている。そこで本発明は、GdやCeの割合を多くして蛍光のピーク波長を長波長側に調整しても、高い放射束を維持可能な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、YAG:Ce相及びYAG:Gd,Ce相、並びにAl2O3相以外の相の生成を抑制することにより、蛍光のピーク波長を長波長側に調整しても高い放射束を維持する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た。すなわち、本発明は、少なくとも第1相及び第2相の2つからなる相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した式1で表わされる組成物からなる凝固体であって、前記第1相は、蛍光を発するCeで付活されたY3Al5O12相、前記第2相は、Al2O3相であり、前記凝固体の断面の97面積以上が前記第1相及び前記第2相であることを特徴とする光変換用セラミック複合体である。また、本発明は、少なくとも第1相及び第2相の2つからなる相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した式2で表わされる組成物からなる凝固体であって、前記第1相は、Gd及び蛍光を発するCeで付活されたY3Al5O12相、前記第2相は、Al2O3相であり、前記凝固体の断面の97面積以上が前記第1相及び前記第2相であることを特徴とする光変換用セラミック複合体である。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を備えることを特徴とする発光装置である。さらに、本発明は、原料酸化物を融解させて、一方向凝固法により融解物を凝固させて光変換用セラミック複合体を製造する方法であって、前記原料酸化物が式3で表わされる組成物であり、かつ前記一方向凝固法の凝固方向に付与される温度低下勾配が40°C/cm以上、及び凝固方向への移動速度が25mm/時間以下であることを特徴とする前記光変換用セラミック複合体の製造方法である。また、本発明は、原料酸化物を融解させて、一方向凝固法により融解物を凝固させて光変換用セラミック複合体を製造する方法であって、前記原料酸化物が式4で表わされる組成物であり、かつ前記一方向凝固法の凝固方向に付与される温度低下勾配が40°C/cm以上、及び凝固方向への移動速度が25mm/時間以下であることを特徴とする前記光変換用セラミック複合体の製造方法である。以上のように、本発明によれば、GdやCeの割合を多くして蛍光のピーク波長を長波長側に調整しても、高い放射束を維持可能な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つからなる相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した式1又は式2で表される組成物からなる凝固体である。少なくとも第1相及び第2相の2つからなる相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存在している組織である。式1中のx、y、a、及びc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、及びCeの相対重量を求め、その結果から、x、y、a、及びcを算出する。式1中のxが、0.770以下、又は0.835以上の場合は、第1相、又は第2相が粗大化する領域が凝固体の広範囲に生じ、凝固体にクラックが発生しやすくなる。式1中のcが、0.002より小さくなる場合は、波長420nm~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ピーク波長が、例えば550nm未満などの短波長になる。cが0.012以上になる場合は、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が高い体積割合で存在する。また、式2中のx、y、a、b、及びc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、Gd、及びCeの相対重量を求め、その結果から、x、y、a、b、及びcを算出する。式2中のxが、0.770以下、又は0.835以上の場合は、第1相、又は第2相が粗大化する領域が凝固体の広範囲に生じ、凝固体にクラックが発生しやすくなる。式2中のbが、0.2以上になる場合は、第1相及び第2相以外の相であるGd,CeAlO3相やGd,CeAl11O18相等の複合酸化物相が高い体積割合で存在する。式2中のcが0.01以上になる場合は、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が高い体積割合で存在する。本発明に係る光変換用セラミック複合体は、凝固体の断面の97面積以上が第1相及び第2相であり、98面積以上が第1相及び第2相であることが好ましい。97面積より小さくなると、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。第1相及び第2相以外の酸化物相は、一般的に、CeAlO3相、CeAl11O18相、及びY、CeAlO3相の少なくともいずれか一相の複合酸化物相、又はGdが含まれる場合には、Gd,CeAlO3相、Gd,CeAl11O18相、及びY、Gd,CeAlO3相の少なくともいずれか一相の複合酸化物相である。凝固体の断面の第1相及び第2相の合計の面積は、次のように求めることができる。まず、本発明に係る光変換用セラミック複合体の粉砕物のX線回折図により、本光変換用セラミック複合体の構成相を同定する。次いで、本発明に係る光変換用セラミック複合体の凝固体に垂直な断面を鏡面状態になるまで研磨する。その断面を走査型電子顕微鏡により撮影する。これにより、構成相の組成の違いが白黒の明るさ白~黒の違いで示される反射電子像が得られ、構成相の違いがその明るさによって明確に識別できる。それと同時に、走査型電子顕微鏡に付帯するEDSEnergyDispersiveSpectroscopy装置による元素分析により、前記反射電子像と同視野の構成元素マッピング図を得る。以上の結果から、反射電子像上で、第1相YAG:Ce相又はYAG:Gd,Ce相、及び第2相Al2O3相を明確にする。その上で、反射電子像上の第1相と同定された領域と第2相と同定された領域の面積をそれぞれ測定し、それらと反射電子像全体の面積から、凝固体の断面の第1相及び第2相の面積を求める。測定は、少なくとも5視野の反射電子像から行い、その平均値を凝固体の断面の第1相及び第2相の面積とすることができる。本発明に係る光変換用セラミック複合体は、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、550~565nmにピークを有する蛍光を発することが好ましい。さらに、Gdが含まれる場合には、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、550~580nmにピークを有する蛍光を発することが好ましい。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、若しくは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。蛍光のピーク波長は、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。蛍光補正は副標準光源により補正を行うことができる。蛍光のピーク波長は、用いる測定機器や補正条件等で若干の差を生じることがある。本発明に係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相のYサイトのCe置換量が多いほど、より長波長側へシフトし、約565nmまでシフトさせることができる。また、Ce置換量は、式3中のc ́、つまりCeのモル分率と、後述の製造条件によって調整することができる。さらに、Gdが含まれる場合には、第1相YAG:Gd,Ce相のYサイトのGd及びCe置換量が多いほど、より長波長側へシフトし、約580nmまでシフトさせることができる。また、Gd及びCe置換量は、式4中のb ́及びc ́、つまりGd及びCeのモル分率と、後述の製造条件によって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よい。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、式3又は式4で表わされる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、所定温度に保持したルツボに仕込んだ原料酸化物の融解物を、冷却温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なう方法である。一方向凝固においては、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、かつ式3又は式4で表わされる組成物であれば、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、及び特開平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。一方向凝固においては、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。温度低下勾配が40°C/cmより低いと、CeAlO3相やCeAl11O18相、Gd,CeAlO3相やGd,CeAl11O18相等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。移動速度は、25mm/時間以下、好ましくは2~15mm/時間である。移動速度が25mm/時間を超えると、前記と同様に、CeAlO3相やCeAl11O18相、Gd,CeAlO3相やGd,CeAl11O18相等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。温度低下勾配とは、例えば、一方向凝固を、融解物が収容されたルツボの移動、又は溶解物の引上げ、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、一方向凝固をルツボの移動、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ルツボ等が移動する速度である。以上のような原料酸化物の組成と所定の条件の一方向凝固が適切に組み合わせられて、本発明に係る光変換用セラミック複合体の主要構成物である凝固体が製造される。原料酸化物の組成、及び一方向凝固法の条件によっては、凝固体の表皮部分に、本発明に係る光変換用セラミック複合体に含まれない構成物が生成する。この場合、凝固体の表皮部分を除く主要構成物のみが本発明に係る光変換用セラミック複合体となる。前述のような表皮部分の体積割合は、一般に凝固体全体の10以内であり、本発明に係る光変換用セラミック複合体としての使用時には、そのすべてを研削や切断等により除去すればよい。表皮部分のみが本発明の光変換用セラミック複合体に含まれない構成物であることは、工業的な問題とはならない。本発明に係る光変換用セラミック複合体は、上述のような表皮部分を含まない。したがって、本発明に係る光変換用セラミック複合体の組成式1及び式2とその原料酸化物の組成式3及び式4とは必ずしも一致しない。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を備える。発光素子は、波長420nm~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、440nm~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、効率良く蛍光が得られ、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550~565nmにピークを有する蛍光を発する光変換用セラミック複合体、又はGdが含まれる場合には波長550~580nmにピーク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を挙げることができる。発光装置1は、波長550~565nm又は波長550~580nmにピークを有する黄色蛍光を発する光変換用セラミック複合体2と、波長420nm~500nmにピークを有する光を発する発光素子3とを備える。光変換用セラミック複合体2は、平板状に形成されており、その両端を治具4が支持している。発光素子3は、平板状に形成されており、光変換用セラミック複合体2の下、及び治具4の間に、いずれにも接することなく光変換用セラミック複合体2と平行になるように配置されている。発光素子3は、リードワイヤ5を介してリード電極6に接続されている。発光素子3は、紫色~青色の光を発光する素子であり、その波長に合わせて白色が得られるように、発光素子3から発する紫色~青色光を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2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、ピーク波長550~565nm又は550~580nm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相又はYAG:Gd,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、その蛍光波長に関わらず、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、青色発光素子と組み合わせて高効率の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、白色に調整可能で、色むらバラツキが小さく、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。実施例1α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算でx ́=0.7975モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算でy ́=0.2025×a ́=0.996モル、及びCeO2粉末純度99.9をy ́=0.2025×c ́=0.004モルとなるよう秤量した。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、真空炉中で予備溶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、上部に溶解保持ゾーンが、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溶解保持ゾーンに、モリブデンルツボをセットし、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7.5mm/時間の速度で下降させて、モリブデンルツボを下部より冷却することで、表皮部分モリブデンルツボから取り出した丸棒状の凝固体の直径が54mmの場合、表皮から1mm程度内側までの領域が、YAG:Ce相、Al2O3相、CeAlO3相、及びCeAl11O18相からなり、表皮以外の部分が、YAG:Ce相、及びAl2O3相からなる実施例1に係る凝固体を得た。凝固体の表皮以外の部分の凝固方向に垂直な断面組織の顕微鏡写真を図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、得られた凝固体の表皮以外の部分について、式1中のx、y、a、及びc、凝固体の全断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積、蛍光ピーク波長nm、Cy、並びに全放射束を求めた。結果を表1に示す。式1中のx、y、a、及びc:凝固体の表皮以外の部分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た。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、及びCeの相対重量を求め、その結果から、x、y、a、及びcを算出した。凝固体の全断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積:本発明に係る光変換用セラミック複合体の粉砕物のX線回折図により、光変換用セラミック複合体の構成相を同定した。次いで、光変換用セラミック複合体の凝固体に垂直な断面を鏡面状態になるまで研磨し、構成相の組成の違いが白黒の明るさ白~黒の違いで示される前記断面の反射電子像を走査型電子顕微鏡により撮影した。つまり、構成相の違いがその明るさによって明確に識別できる組織画像を得た。それと同時に、前記走査型電子顕微鏡に付帯するEDSEnergyDispersiveSpectroscopy装置による元素分析により、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。以上の結果から、前記反射電子像上で、YAG:Ce相、Al2O3相、及びその他の相を明確にした。その上で、その他の相と同定された領域の面積を測定し、それと前記反射電子像全体の面積から、凝固体断面組織画像上のCeで付活されたY3Al5O12相の面積とAl2O3相の面積を併せた面積、すなわち第1相及び第2相の合計面積の凝固体断面全体の面積に対する割合を算出した。少なくとも5視野の反射電子像から本算出を行い、その平均値を前記それぞれの比とした。以上の結果を、本発明に係る光変換用セラミック複合体の凝固体断面における、第1相及び第2相の合計面積の凝固体断面全体の面積に対する割合面積とした。蛍光ピーク波長:凝固体の表皮以外の部分から採取したφ16mm×0.2mm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、励起光の波長を460nmとして蛍光特性評価を行い、蛍光ピーク波長を測定した。Cy、及び全放射束:図1に示すような発光装置を作製した。光変換用セラミック複合体2は、凝固体の表皮以外の部分から採取した2mm×2mm×0.1~0.8mmの平板状試料とした。発光素子3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、その一部の光を入射させ、平板状試料の底面以外の面から放射する白色光の色度座標、及び全放射束を積分球を用いて測定した。試料厚さの増大とともに色度座標Cx、及びCyの値は大きくなるため、Cx、及びCyを変数にした二軸グラフと、Cx及び全放射束を変数にした二軸グラフを作成し、その近似線からCx=0.33時のCy、及び全放射束を求めた。Cx=0.33時のCyが小さいほど、試料の蛍光波長は長波長の傾向にある。全放射束は、後述の比較例2のCx=0.33時の全放射束を100とした場合の値である。実施例2原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.7857モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.2143×0.993モル、及びCeO2粉末純度99.9を0.2143×0.007モルとし、モリブデンルツボの下降速度を5mm/時間とした以外は、実施例1と同様の方法で、実施例2に係る凝固体を得た。凝固体の表皮以外の部分の凝固方向に垂直な断面組織の顕微鏡写真を図3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。実施例1と同様に、得られた凝固体の表皮以外の部分について、式1中のx、y、a、及びc、凝固体の全断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積、蛍光ピーク波長nm、Cy、並びに全放射束を求めた。結果を表1に示す。実施例3原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.7857モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.2143×0.989モル、及びCeO2粉末純度99.9を0.2143×0.011モルとし、モリブデンルツボの下降速度を4mm/時間とした以外は、実施例1と同様の方法で、実施例3に係る凝固体を得た。実施例1と同様に、得られた凝固体の表皮以外の部分について、式1中のx、y、a、及びc、凝固体の全断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積、蛍光ピーク波長nm、Cy、並びに全放射束を求めた。結果を表1に示す。実施例4原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.7857モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.2143×0.984モル、及びCeO2粉末純度99.9を0.2143×0.016モルとし、モリブデンルツボの下降速度を3mm/時間とした以外は、実施例1と同様の方法で、実施例4に係る凝固体を得た。凝固体は、表皮部分が、YAG:Ce相、Al2O3相、CeAlO3相、及びCeAl11O18相からなり、表皮以外の部分が、YAG:Ce相、Al2O3相、及びCeAlO3相から構成されていた。実施例1と同様に、得られた凝固体の表皮以外の部分について、式1中のx、y、a、及びc、凝固体の全断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積、蛍光ピーク波長nm、Cy、並びに全放射束を求めた。結果を表1に示す。実施例5原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.7975モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.2025×0.989モル、及びCeO2粉末純度99.9を0.2025×0.011モルとし、モリブデンルツボの下降速度を4.5mm/時間とした以外は、実施例1と同様の方法で、実施例5に係る凝固体を得た。実施例1と同様に、得られた凝固体の表皮以外の部分について、式1中のx、y、a、及びc、凝固体の全断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積、蛍光ピーク波長nm、Cy、並びに全放射束を求めた。結果を表1に示す。実施例6原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.811モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.189×0.984モル、及びCeO2粉末純度99.9を0.189×0.016モルとし、モリブデンルツボの下降速度を3mm/時間とした以外は、実施例1と同様の方法で、実施例6に係る凝固体を得た。実施例1と同様に、得られた凝固体の表皮以外の部分について、式1中のx、y、a、及びc、凝固体の全断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積、蛍光ピーク波長nm、Cy、並びに全放射束を求めた。結果を表1に示す。比較例1原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.7800モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.2200×0.8500モル、及びCeO2粉末純度99.9を0.2200×0.1500モルとし、一方向凝固装置の冷却ゾーンの温度勾配を30°C/cm、及びモリブデンルツボの下降速度を5mm/時間とした以外は、実施例1と同様の方法で、比較例1に係る凝固体を得た。凝固体は、YAG:Ce相、Al2O3相、及びCeAl11O18相から構成されていた。凝固体の凝固方向に垂直な断面組織の顕微鏡写真を図4に示す。Aの黒い部分がAl2O3相、Bの白い部分がYAG:Ce相、及びCのグレーの部分がCeAl11O18相である。実施例1と同様に、得られた凝固体の表皮以外の部分について、式1中のx、y、a、及びc、凝固体の全断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積、蛍光ピーク波長nm、Cy、並びに全放射束を求めた。結果を表1に示す。比較例2原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.8200モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.1800×0.8750モル、及びCeO2粉末純度99.9を0.1800×0.1250モルとした以外は、比較例1と同様の方法で、比較例1と同様の相から構成される比較例2に係る凝固体を得た。実施例1と同様に、得られた凝固体の表皮以外の部分について、式1中のx、y、a、及びc、凝固体の全断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積、蛍光ピーク波長nm、Cy、並びに全放射束を求めた。結果を表1に示す。比較例3原料組成を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.8550モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.1450×0.9900モル、及びCeO2粉末純度99.9を0.1450×0.0100モルとした以外は、比較例1と同様の方法で、比較例3に係る凝固体を得た。得られた凝固体は、その下部半分程度の領域が、粗大なAl2O3の初晶、及びYAG:Ce相とAl2O3相とからなる共晶領域から構成され、上部半分程度の領域が、YAG:Ce相、Al2O3相、及びCeAlO3相から構成されていた。また、得られた凝固体は多結晶化し、複数のクラックを有していた。比較例4原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算で0.7200モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算で0.2800×0.9900モル、及びCeO2粉末純度99.9を0.2800×0.0100モルとした以外は、比較例1と同様の方法で、比較例4に係る凝固体を得た。得られた凝固体は、その下部1/3程度の領域が粗大なYAG:Ceの初晶、及びYAG:Ce相とAl2O3相とからなる共晶領域から構成され、上部2/3程度の領域がYAG:Ce相、Al2O3相、及びCeAlO3相から構成されていた。また、得られた凝固体は多結晶化し、複数のクラックを有していた。実施例7α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算でx ́=0.7975モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算でy ́=0.2025×a ́=0.921モル、Gd2O3粉末純度99.9をGdO3/2換算でy ́=0.2025×b ́=0.075モル、及びCeO2粉末純度99.9をy ́=0.2025モル×c ́=0.004となるよう秤量した。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、真空炉中で予備溶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、上部に溶解保持ゾーンが、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溶解保持ゾーンに、モリブデンルツボをセットし、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7.5mm/時間の速度で下降させて、モリブデンルツボを下部より冷却することで、表皮部分モリブデンルツボから取り出した丸棒状の凝固体の直径が54mmの場合、表皮から1mm程度内側までの領域が、YAG:Gd,Ce相、Al2O3相、Gd,CeAlO3相、及びGd,CeAl11O18相からなり、表皮以外の部分が、YAG:Gd,Ce相、及びAl2O3相からなる実施例7に係る凝固体を得た。凝固体の表皮以外の部分の凝固方向に垂直な断面組織の顕微鏡写真を図5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:Gd,Ce相である。以下のようにして、得られた凝固体の表皮以外の部分について、式2中のx、y、a、b、及びc、凝固体の全断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積、蛍光ピーク波長nm、Cy、並びに全放射束を求めた。結果を表2に示す。式2中のx、y、a、b、及びcは、実施例1と同様に、誘導結合プラズマ発光分光分析ICP-AESを行って、Al、Y、Gd、及びCeの相対重量を求め、その結果から、x、y、a、b、及びcを算出した。蛍光ピーク波長は、実施例1と同様に測定した。Cx=0.33時のCy、及び全放射束は、実施例1と同様に測定した。ただし、全放射束は、後述の比較例5のCx=0.33時の全放射束を100とした場合の値である。凝固体の全断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積は、実施例1と同様にして、反射電子像上で、YAG:Gd,Ce相、Al2O3相、及びその他の相を明確にし、その上で、その他の相と同定された領域の面積を測定し、それと前記反射電子像全体の面積から、凝固体断面組織画像上のGd及びCeで付活されたY3Al5O12相の面積とAl2O3相の面積を併せた面積、すなわち第1相及び第2相の合計面積の凝固体断面全体の面積に対する割合を算出した。少なくとも5視野の反射電子像から本算出を行い、その平均値を前記それぞれの比とした。実施例8原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算でx ́=0.7857モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算でy ́=0.2143×a ́=0.918モル、Gd2O3粉末純度99.9をGdO3/2換算でy ́=0.2143×b ́=0.075モル、及びCeO2粉末純度99.9をy ́=0.2143モル×c ́=0.007とし、ルツボ引下げ速度を6mm/時間とした以外は、実施例7と同様の方法で、実施例8に係る凝固体を得た。実施例7と同様に、得られた凝固体の表皮以外の部分について、式2中のx、y、a、b、及びc、凝固体の断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積、蛍光ピーク波長nm、Cx=0.33時のCy、並びに全放射束を求めた。結果を表2に示す。実施例9原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算でx ́=0.7857モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算でy ́=0.2143×a ́=0.921モル、Gd2O3粉末純度99.9をGdO3/2換算でy ́=0.2143×b ́=0.13モル、及びCeO2粉末純度99.9をy ́=0.2143モル×c ́=0.01モルとし、ルツボ引下げ速度を4.5mm/時間とした以外は実施例7と同様の方法で、実施例9に係る凝固体を得た。実施例7と同様に、得られた凝固体の表皮以外の部分について、式2中のx、y、a、b、及びc、凝固体の断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積、蛍光ピーク波長nm、Cx=0.33時のCy、並びに全放射束を求めた。結果を表2に示す。比較例5原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算でx ́=0.8200モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算でy ́=0.1800×a ́=0.84モル、Gd2O3粉末純度99.9をGdO3/2換算でy ́=0.1800×b ́=0.10モル、及びCeO2粉末純度99.9をy ́=0.1800モル×c ́=0.06モルとし、一方向凝固装置の凝固冷却ゾーンの温度勾配を30°C/cmとして、ルツボ引下げ速度を5mm/時間とした以外は、実施例1と同様の方法で、比較例1に係る凝固体を得た。凝固体は、YAG:Gd,Ce相、Al2O3相、及びGd,CeAl11O18相から構成されていた。凝固体の凝固方向に垂直な断面組織の顕微鏡写真を図6に示す。Aの黒い部分がAl2O3相、Bの白い部分がYAG:Ce相、及びCのグレーの部分がGd,CeAl11O18相である。実施例7と同様に、得られた凝固体の表皮以外の部分について、式2中のx、y、a、b、及びc、凝固体の断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積、蛍光ピーク波長nm、Cx=0.33時のCy、並びに全放射束を求めた。結果を表2に示す。比較例6原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算でx ́=0.8200モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算でy ́=0.1800×a ́=0.921モル、Gd2O3粉末純度99.9をGdO3/2換算でy ́=0.1800×b ́=0.20モル、及びCeO2粉末純度99.9をy ́=0.1800モル×c ́=0.03モルとした以外は、比較例5と同様の方法で、比較例5と同様の相から構成される比較例6に係る凝固体を得た。実施例7と同様に、得られた凝固体の表皮以外の部分について、式2中のx、y、a、b、及びc、凝固体の断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積、蛍光ピーク波長nm、Cx=0.33時のCy、並びに全放射束を求めた。結果を表2に示す。比較例7原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算でx ́=0.7800モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算でy ́=0.2200×a ́=0.921モル、Gd2O3粉末純度99.9をGdO3/2換算でy ́=0.2200×b ́=0.6モル、及びCeO2粉末純度99.9をy ́=0.2200モル×c ́=0.15モルとした以外は、比較例5と同様の方法で、比較例5と同様の相から構成される比較例7に係る凝固体を得た。実施例7と同様に、得られた凝固体の表皮以外の部分について、式2中のx、y、a、b、及びc、凝固体の断面に占める第1相及び第2相の合計面積面積、蛍光ピーク波長nm、Cx=0.33時のCy、並びに全放射束を求めた。結果を表2に示す。比較例8原料を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算でx ́=0.8550モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算でy ́=0.1450×a ́=0.921モル、Gd2O3粉末純度99.9をGdO3/2換算でy ́=0.1450×b ́=0.10モル、及びCeO2粉末純度99.9をy ́=0.1450モル×c ́=0.01モルとした以外は、比較例5と同様の方法で、比較例5と同様の相から構成される凝固体を得た。得られた凝固体は、その下部半分程度の領域が粗大なAl2O3の初晶、及びYAG:Gd,Ce相とAl2O3相とからなる共晶領域から構成され、上部半分程度の領域がYAG:Gd,Ce相、Al2O3相、及びGd,CeAlO3相から構成されていた。また、得られた凝固体は多結晶化し、複数のクラックを有していた。比較例9原料組成を、α-Al2O3粉末純度99.99をAlO3/2換算でx ́=0.7200モル、Y2O3粉末純度99.9をYO3/2換算でy ́=0.2800×a ́=0.921モル、Gd2O3粉末純度99.9をGdO3/2換算でy ́=0.2800×b ́=0.10モル、及びCeO2粉末純度99.9をy ́=0.2800モル×c ́=0.01モルした以外は、比較例5と同様の方法で、比較例5と同様の相から構成される凝固体を得た。得られた凝固体は、その下部1/3程度の領域が粗大なYAG:Gd,Ceの初晶、及びYAG:Gd,Ce相とAl2O3相とからなる共晶領域から構成され、上部2/3程度の領域がYAG:Gd,Ce相、Al2O3相、及びGd,CeAlO3相から構成されていた。また、得られた凝固体は多結晶化し、複数のクラックを有していた。"