侯順麗，趙 段，周 庚，魏詩(shī)詩(shī)，李 健，王甲泰

（青海師范大學(xué)物理與電子信息工程學(xué)院，青海西寧 810000）

近年來(lái)，鋰離子電池因具有較長(zhǎng)循環(huán)壽命、可逆容量高和環(huán)境污染小等優(yōu)點(diǎn)廣泛應(yīng)用于便攜式電子設(shè)備和電動(dòng)汽車等眾多領(lǐng)域［1］。鋰離子電池的充放電循環(huán)是Li+脫嵌的一個(gè)過(guò)程，充電時(shí)，Li+從LiCoO2正極材料脫出，經(jīng)電解液嵌入碳負(fù)極，與此同時(shí)，Co3+被氧化，在外電路中，電子從正極運(yùn)動(dòng)到負(fù)極；放電則相反，Li+從負(fù)極脫出穿越隔膜及電解液嵌入正極，Co3+被還原，電子從外電路回到正極，其工作原理見圖1，反應(yīng)方程如（1）～（3）式（以層狀鈷酸鋰、碳作正、負(fù)極材料為例）［2-3］。

圖1 鋰離子電池工作原理［2］Fig.1 Working principle of Li-ion battery［2］

正極材料作為鋰離子電池重要的組成部分，是影響電池性能的關(guān)鍵因素之一，在眾多鋰離子電池正極材料中，高鎳三元鎳鈷鋁（NCA）正極材料具有α-NaFeO2層狀結(jié)構(gòu)和R-3m空間點(diǎn)群，其中Li+位于3a位，過(guò)渡金屬離子（M）位于3b位，O2-位于6c位，其晶體結(jié)構(gòu)如圖2所示［4］。NCA具有較高的能量密度，Al3+不變價(jià)且Al—O鍵能較高、結(jié)構(gòu)較穩(wěn)定，但因其循環(huán)性能及倍率性能較差難以滿足社會(huì)更高需求。

圖2 三元材料晶體結(jié)構(gòu)［4］Fig.2 Crystal structure of ternary materials［4］

1 Li［NixCoyAl（1-x-y）］O2容量衰減機(jī)理

造成NCA 循環(huán)性能及倍率性能差的主要原因是正極表面層狀結(jié)構(gòu)向無(wú)序巖鹽結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變和正極顆粒出現(xiàn)破碎［5］。

由于Ni2+（0.069 nm）和Li+（0.076 nm）離子半徑相近，易造成Li+/Ni2+混排，且NCA 正極材料進(jìn)行充放電循環(huán)時(shí)存在能量起伏變化，相近過(guò)渡金屬離子很容易克服遷移勢(shì)壘，穿越氧層進(jìn)入鋰層并占據(jù)鋰的位置，降低了Li+遷移速率，進(jìn)而造成材料層狀結(jié)構(gòu)發(fā)生相變和放電比容量的衰減，Li+遷移速率減慢，嚴(yán)重影響材料倍率性能［6-8］。

Li+的可逆脫嵌性使NCA 晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生收縮與膨脹，產(chǎn)生局部應(yīng)力，由于材料中各個(gè)顆粒存在各向異性，在充放電循環(huán)過(guò)程中，局部應(yīng)力累積導(dǎo)致顆粒產(chǎn)生破裂，電解液滲透到材料中，過(guò)渡金屬發(fā)生溶解，造成材料部分容量損失及不可逆衰變，循環(huán)性能下降［9-10］。

綜上所述，三元鋰離子電池在反復(fù)循環(huán)過(guò)程中，一是正極材料將從表面層狀α-NaFeO2型向無(wú)序巖鹽相轉(zhuǎn)化，造成容量快速衰減；二是正極材料晶界處產(chǎn)生微裂紋，進(jìn)一步促使電解液與材料發(fā)生副反應(yīng)，造成活性材料失活，導(dǎo)致容量衰減。

2 Li［NixCoyAl（1-x-y）］O2改性研究

為解決上述問(wèn)題，目前研究者主要通過(guò)體相摻雜和表面包覆兩個(gè)方面對(duì)NCA 進(jìn)行改性。表面包覆通過(guò)減小界面反應(yīng)穩(wěn)定材料結(jié)構(gòu)；體相摻雜通過(guò)調(diào)整晶格參數(shù)，從材料內(nèi)部提高結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。體相摻雜是指通過(guò)摻入與材料中離子半徑相近的離子，使其進(jìn)入晶格代替原材料中的部分離子，以提高材料晶格能，從而穩(wěn)定材料晶體結(jié)構(gòu)的一種技術(shù)，是目前提高NCA結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性最有效的方法之一，摻雜機(jī)理如圖3所示［11］。不同的離子摻雜在層狀六方結(jié)構(gòu)中取代的位置不同，通常分為鋰位（Li）摻雜、過(guò)渡金屬位（M）摻雜、氧位（O）摻雜及復(fù)合共摻雜。

圖3 離子摻雜機(jī)理示意圖［11］Fig.3 Schematic diagram of ion doping mechanism［11］

2.1 Li位摻雜

在NCA 正極材料中，Li+主要沿著（003）晶面脫出和嵌入，其中Li+的遷移速率是影響材料電化學(xué)性能的重要因素［12-13］。因此，通過(guò)摻雜來(lái)改變鋰層（003）晶面間距，對(duì)于提高正極材料的電化學(xué)性能具有重要作用，其摻雜機(jī)理如圖4所示。由圖4可知，較大半徑的摻雜離子通過(guò)取代鋰位降低Li+/Ni2+混排，擴(kuò)展鋰層間距與Li+運(yùn)輸通道，從而改善了材料的電性能［14］。

圖4 Li位摻雜機(jī)理［14］Fig.4 Doping mechanism of Li site［14］

DONG等［15］采用納米研磨輔助固態(tài)方法合成了Rb+摻雜的正極材料RbxLi1-xNi0.8Co0.15Al0.05O2（RNCA）。研究結(jié)果表明，具有較大離子半徑的Rb+（0.151 nm）取代Li位，增大了鋰層間距，提高了Li+脫嵌速率，隨著Rb+濃度的增加，MO6八面體的板厚減小，增加了M—O鍵能，從而增強(qiáng)了材料的晶體結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性，摻雜1%Rb+（摻雜量均為物質(zhì)的量分?jǐn)?shù)，下同）材料的電化學(xué)性能最優(yōu)。2C 倍率、100 次循環(huán)后，NCA、RNCA1的放電比容量分別為89.9、143.9 mA·h/g，容量保持率分別為64.12%、91.31%，循環(huán)、倍率性能如圖5所示。

圖5 2C放電速率下的循環(huán)性能測(cè)試圖（a）；倍率性能測(cè)試圖（b）［15］Fig.5 Cyclic performance test chart at discharge rate of 2C（a）；Rate performance test chart（b）［15］

XIE 等［16］研 究 了 摻 雜 Na+正 極 材 料LiNi0.8Co0.15Al0.05O2（Na-NCA）的結(jié)構(gòu)和電化學(xué)性能。研究表明，Na+（0.102 nm）取代了Li位，增大了c軸和c/a的值，加快了Li+擴(kuò)散速率，抑制了陽(yáng)離子混排和H2→H3 相變，穩(wěn)定了材料的晶體結(jié)構(gòu)。在1C 倍率下、200次循環(huán)后，其中Na+摻雜量為1%時(shí)循環(huán)性能最佳，容量保持率高達(dá)90.71%，而未摻的僅為80.46%；循環(huán)性能及倍率性能改善明顯。ZHAO等［17］研究了K+摻雜對(duì)LiNi0.8Co0.15Al0.05O2（K-NCA）正極材料微觀形貌及電化學(xué)性能的影響。離子半徑較大的K+（0.138 nm）取代Li 位，沒有改變正極材料的球形形貌，而是抑制了陽(yáng)離子混排，增加了鋰板（LiO2）厚度，加快了Li+擴(kuò)散速率，提高了材料的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。在1C 倍率下、150 次循環(huán)后，NCA 容量保持率為66.3%，而K-NCA高達(dá)87.4%。

WANG 等［18］也研究了Na+取代Li 位，以上這些研究結(jié)果表明，通過(guò)較大粒徑離子取代Li 位，擴(kuò)展了鋰層（003）晶面間距、Li+遷移速率加快、相變得到抑制，有效改善了材料的循環(huán)和倍率性能。但大多數(shù)摻雜離子由于本身的電化學(xué)惰性，造成了材料首次放電比容量的損失，因此選擇何種離子進(jìn)行摻雜，還需要更多的研究。

2.2 過(guò)渡金屬（M）位摻雜

M 位是指NCA 晶體結(jié)構(gòu)中過(guò)渡金屬（Ni、Co、Al）所在的位置，它位于氧密集堆積的八面體間隙中，過(guò)渡金屬離子通過(guò)氧化還原反應(yīng)來(lái)得失電子。在充放電過(guò)程中，過(guò)渡金屬離子會(huì)向鋰層遷移，導(dǎo)致正極材料晶體結(jié)構(gòu)由層狀結(jié)構(gòu)向尖晶石結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變，影響材料的循環(huán)穩(wěn)定性［19］。因此，選擇合適的摻雜離子取代M 位，抑制相變，對(duì)改善NCA 材料的電化學(xué)性能具有很大的幫助［20-26］。

QIU 等［20］研 究 了Ti4+摻 雜 對(duì) 正 極 材 料LiNi0.8Co0.15Al0.05O2（Ti-CAT）電化學(xué)性能的影響。研究表明，Ti4+取代了Ni（3b）在過(guò)渡金屬層中的作用，使過(guò)渡金屬的價(jià)態(tài)維持在+3 價(jià)左右，阻礙了Ni2+在鋰位的形成與擴(kuò)散，有效降低鋰鎳混排，擴(kuò)展了鋰離子輸運(yùn)通道同時(shí)抑制了高阻抗巖鹽相NiO 的形成，從而穩(wěn)定了材料結(jié)構(gòu)。摻雜0.01%Ti4+的NCA 在0.1C的放電速率下，初始放電比容量為178.2 mA·h/g，經(jīng)100 次循環(huán)后，容量保持率高達(dá)86.9%，由此顯著提高了材料的循環(huán)性能。

BAI等［21］用固態(tài)反應(yīng)合成了Mg2+摻雜的正極材料LiNi0.85Co0.10Al0.05O2（Mg-NCA）。Mg2+（0.072 nm）取代Ni2+（0.069 nm），致使晶格參數(shù)c/a值、晶胞體積及Li 層間距均略有增加，Li+遷移速率被提高，倍率性能得到改善，且抑制H2→H3相變，使材料結(jié)構(gòu)更加穩(wěn)定，循環(huán)性能更好。在0.5C、100 次循環(huán)后，摻雜0.005 mol 的Mg2+正極材料保持率為84.9%，未摻雜僅為63.2%。LIU等［22］通過(guò)固態(tài)法合成了Y3+摻雜的正極材料LiNi0.8Co0.15Al0.05O2（Y-NCA）。研究表明，Y3+（0.090 nm）取代Ni 位，擴(kuò)展了過(guò)渡金屬層間距，且形成了鍵能更強(qiáng)的Y—O（1 816.65 kJ/mol），有效抑制過(guò)渡金屬離子向鋰層的遷移，進(jìn)一步抑制H2→H3 相變及電極極化，使材料電極可逆性提高，穩(wěn)定了材料結(jié)構(gòu)。摻雜0.2%Y3+的NCA 在1C 放電速率下、200次循環(huán)后，容量保持率高達(dá)95.5%，而純的僅有85.1%，因此適量Y3+摻雜可以提高正極材料的循環(huán)穩(wěn)定性。

還有很多科研工作者探究了其他離子取代過(guò)渡金屬位，如Zr4+、Fe2+、Fe3+、Gd3+等［23-26］。這些研究結(jié)果表明，取代M 位，抑制過(guò)渡金屬離子向鋰層的遷移，增大過(guò)渡金屬層中（003）晶面間距，加快Li+遷移速率，抑制相變，穩(wěn)定了材料結(jié)構(gòu)，最終有效提升材料的電化學(xué)性能，但部分離子摻雜會(huì)損失初始放電比容量。

2.3 O位摻雜

O2-（6b）在富鋰層狀氧化物材料中起著晶格骨架的作用。當(dāng)充電電壓過(guò)高時(shí)，O2-提供電子以平衡Li+脫出造成的電荷失衡，同時(shí)在層狀正極材料表面形成一層氧空位，由于脫出的氧很難再次回到晶格中，從而影響材料的庫(kù)倫效率及循環(huán)、倍率等性能［27］。因此，在O2-位置進(jìn)行摻雜，對(duì)于抑制表面氧空位的形成、穩(wěn)定晶體結(jié)構(gòu)、改善材料電化學(xué)性具有重要意義［28-31］。

HE等［28］將Br-（0.196 nm）摻入LiNi0.815Co0.15Al0.035O2的氧位，形成了鍵能更強(qiáng)的化學(xué)鍵M（Ni、Co、Al）—Br，降低了鎳離子價(jià)態(tài)、提高了Li+擴(kuò)散速率、降低電極極化和抑制初級(jí)顆粒生長(zhǎng)。0.5C、100 次循環(huán)后，摻雜0.2% Br-的NCA 容量保持率高達(dá)73.7%，而未摻的NCA 庫(kù)倫效率只有63.7%，尤其在高溫55 ℃、100 次循環(huán)后，摻雜0.2% Br-的NCA 容量保持率達(dá)到75.7%，明顯高于未摻雜的41.5%。Br-摻入NCA晶格后，循環(huán)性能和倍率性能明顯改善。

LI 等［29］合 成 了 摻 雜 F-的 正 極 材 料LiNi0.80Co0.15Al0.05O2。研究表明隨著氟摻雜濃度的增加，陽(yáng)離子的混排程度增加，但F-成功取代晶格中的O2-，形成鍵能更強(qiáng)的Li—F化學(xué)鍵，降低了表面鎳離子的平均價(jià)態(tài)。在2C、100次循環(huán)后，NCA容量保持率僅為85.6%，而摻雜6%F-的NCA容量保持率高達(dá)97.1%。氟摻雜抑制了循環(huán)過(guò)程中的極化且降低阻抗值，有效提高了材料的電化學(xué)性能。XIE 等［30］通過(guò)溶膠凝膠法合成了S2-摻雜的LiNi0.80Co0.15Al0.05O2（S-NCA）正極材料。研究表明，S2-（0.184 nm）取代O2-（0.132 nm），減少了Ni2+形成、降低了鋰鎳混排，與此同時(shí)，在流動(dòng)氧及煅燒條件下少許S2-被氧化成SO42-，在材料表面形成一層薄薄的Li2SO4，從而減少了材料表面殘余鋰鹽的形成，使材料結(jié)構(gòu)更加穩(wěn)定。在1C、1 100次循環(huán)后，純NCA容量保持率僅為33.9%，而S-NCA 容量保持率高達(dá)70.4%，由此，S2-摻雜大大提高了NCA的循環(huán)性能。

通過(guò)取代O位，形成了Li—F、M（Ni、Co、Al）—Br、B—O 等鍵能更強(qiáng)的化學(xué)鍵［31］，鍵能更高，阻止過(guò)渡金屬離子向鋰層的遷移，提高鋰離子遷移速率；所摻離子與O2-化合價(jià)不等價(jià)，產(chǎn)生的多余電子能提高材料倍率性能。但摻雜量也是影響電化學(xué)性能的重要因素，摻雜量過(guò)大，易造成更嚴(yán)重的陽(yáng)離子混排。

2.4 復(fù)合共摻雜

除單離子單個(gè)位點(diǎn)摻雜外，雙離子進(jìn)行復(fù)合位摻雜能同時(shí)發(fā)揮兩種離子摻雜作用，不僅結(jié)合了單位點(diǎn)摻雜抑制鋰鎳混排和降低極化的雙重優(yōu)點(diǎn)，而且彌補(bǔ)了單離子摻雜改性的不足，有力改善了NCA的電化學(xué)性能［32-37］。

QIU 等［32］采用高溫固相法合成了Zr4+和F-共摻的Li（Ni0.8Co0.15Al0.05）1-xZrxO2-yFy（Zr-F-NCA）。研 究結(jié)果表明，F(xiàn)-占據(jù)氧位，形成F—O 替代O—O，Zr4+（0.072 nm）占據(jù)過(guò)渡金屬位，形成鍵能更強(qiáng)的Zr—O替代M（過(guò)渡金屬）—O，且降低了F-摻雜引入的陽(yáng)離子混排度。Zr4+和F-共取代，可以降低材料極化和減小阻抗，穩(wěn)定了材料的晶體結(jié)構(gòu)，提高了材料的循環(huán)性能。在1C、200次循環(huán)后，NCA容量保持率僅為75.8%，而Zr-F-NCA 保持率高達(dá)90.5%，循環(huán)性能和倍率性能改善效果十分顯著，其循環(huán)、倍率性能測(cè)試如圖6所示。

圖6 1C放電速率下的循環(huán)性能測(cè)試圖（a）；倍率性能測(cè)試圖（b）［32］Fig.6 Cyclic performance test chart at discharge rate of 1C（a）；Rate performance test chart（b）［32］

HE 等［33］采用納米銑削輔助固態(tài)工藝合成了Na+和Nb5+共摻的正極材料LiNi0.85Co0.1Al0.05O2（Na-Nb-NCA）。研究表明，Na+（0.102 nm）取代Li 位，促進(jìn)了Li+遷移，提高了材料的初始放電比容量，而Nb5+（0.069 nm）取代O 位，Nb—O 鍵能更高，提高了材料的循環(huán)穩(wěn)定性。Na+和Nb5+共摻抑制了材料的鋰鎳混排和延遲了有害相變，降低極化并促進(jìn)電荷轉(zhuǎn)移，使材料穩(wěn)定性更好。在0.5C放電速率下，Na-Nb-NCA 初始放電比容量為202.3 mA·h/g，100 次循環(huán)后，共摻材料的容量保持率為94.3%，純NCA僅為78.2%。YANG 等［34］采用固相法合成了Na+和Br-共摻的正極材料LiNi0.8Co0.15Al0.05O2（Na-Br-NCA）并研究了其電化學(xué)性能。研究表明，Na+和Br-共摻通過(guò)取代Li 位和O 位減小了鋰鎳混排，增大了晶格間距，形成的Li—Br 提高了Li+的可逆脫嵌性，使材料結(jié)構(gòu)更加穩(wěn)定。在2C、100次循環(huán)后Na-Br-NCA 容量保持率是91.5%，倍率性能測(cè)試中，在大放電速率5C 時(shí)，放電比容量高達(dá)160.2 mA·h/g，而未摻雜的NCA容量保持率僅為77.7%和148.6 mA·h/g。

還有研究者進(jìn)行了B3+和Ga3+［35］、W6+和摻雜，復(fù)合共摻彌補(bǔ)了單離子摻雜的缺陷，一方面解決了電化學(xué)惰性的單離子摻雜引起的初始放電比容量的損失；另一方面抑制了部分單離子摻雜引入的更嚴(yán)重的陽(yáng)離子混排。兩種離子的協(xié)同作用不僅提高了Li+擴(kuò)散速率，保持了正極材料的初始放電比容量，而且抑制材料陽(yáng)離子混排、相變及極化，有效提升了材料的循環(huán)與倍率性能。

各離子摻雜數(shù)據(jù)如表1 所示。分析表1 中各項(xiàng)數(shù)據(jù)可知，從離子半徑角度分析，對(duì)于不同位置替代，較大粒徑離子摻入會(huì)增加過(guò)渡金屬層中（003）晶面間距或Li 層（003）晶面間距，從而提高Li+遷移速率，提高材料的倍率性能；從化合價(jià)角度分析，所摻離子與替代離子化合價(jià)不等價(jià)，價(jià)態(tài)相差越大引入的離子空位越多，Li+與電子遷移速率加快，有助于倍率性能的改善；從循環(huán)性能改善程度角度分析，由于離子共混的協(xié)同作用，循環(huán)性能較單離子摻雜改善程度更明顯，容量保持率更好。由各離子摻雜數(shù)據(jù)表明，采用復(fù)合共摻雜，NCA 正極材料循環(huán)性能改善效果更優(yōu)。

表1 不同離子摻雜性能對(duì)比Table 1 Comparison of doping properties of different ions

目前Li 位摻雜離子主要有Na+、K+等；M 位摻雜離子主要有Ti4+、Mg2+、Y3+、Zr4+、Fe2+、Fe3+、Gd3+等；O位摻雜主要有Br-、F-、S2-等。對(duì)于以上位置各離子取代在正極材料分布均勻情況，主要通過(guò)掃描電鏡能量色散譜（EDS）元素映射分析；在材料中所占的化學(xué)成分含量主要通過(guò)電感耦合等離子譜（ICP）進(jìn)行分析；對(duì)于各個(gè)替代位置所采用的表征手段主要是通過(guò)X射線衍射分析（XRD）結(jié)合里特維爾德（Rietveld）精修結(jié)果（晶格參數(shù)、原子位點(diǎn)參數(shù)等）、ICP、X 射線光電子能譜分析（XPS）進(jìn)行綜合分析。鋰位取代，Na+半徑大于Li+半徑，對(duì)應(yīng)XRD 譜圖中（003）和（104）峰向低角度偏移，晶格參數(shù)表明c軸擴(kuò)展，由此可預(yù)見取代鋰位；掃描透射電子顯微圖像（ABF-STEM）表明Li 層中原子列強(qiáng)度曲線較高，而原子列強(qiáng)度與元素平均原子數(shù)成比例，當(dāng)Na+占據(jù)Li+空位時(shí)導(dǎo)致Li層中平均原子數(shù)增加，由此證實(shí)了原子數(shù)相對(duì)較高的Na+占據(jù)了鋰位［38］。過(guò)渡金屬位取代（Mg2+取代Ni2+），基于ICP 得到的化學(xué)成分假設(shè)摻雜原子位點(diǎn)占據(jù)情況，建立結(jié)構(gòu)模型［Li1-yNiy-zMgz］3a［LiyNi0.6-x-y+zCo0.2Mn0.2Mgx-z］3bO2，再進(jìn)行XRD 測(cè)試將Rietveld 精修結(jié)果進(jìn)行了改進(jìn)，晶格參數(shù)、原子位點(diǎn)參數(shù)結(jié)果表明結(jié)構(gòu)模型建立正確，Mg2+取代Ni 位［39］。氧位取代（F-取代O2-），經(jīng)XPS 測(cè)試，比較所有氧鍵與M—O 的比率（RM—O）、所有過(guò)渡金屬鍵與M—F的比率（RM—F）、以及所有鎳鍵與陰極樣品的Ni—F 的比率（RNi—F），經(jīng)公式計(jì)算，當(dāng)F 的摻雜濃度增加時(shí)，RM—O值降低、RM—F和RNi—F值增加，表明正極材料樣品中的氧被氟取代［40］。綜上所述，對(duì)摻雜位點(diǎn)判斷可采用上述方法，但目前對(duì)于摻雜離子位點(diǎn)的表征技術(shù)研究較少，大多數(shù)研究者通過(guò)先假定取代位置再結(jié)合XRD、XPS、ICP 測(cè)試結(jié)果綜合進(jìn)行分析驗(yàn)證，因此摻雜位點(diǎn)精確確定需待進(jìn)一步研究。

3 結(jié)論與展望

本文從Li 位、M位、O 位摻雜及復(fù)合共摻雜4個(gè)方面對(duì)NCA 摻雜改性進(jìn)行了綜述。Li 位和M 位摻雜能夠減小Li+/Ni2+混排、抑制巖鹽NiO相的形成，從而穩(wěn)定了材料結(jié)構(gòu)，但由于離子本身的電化學(xué)惰性，Li 位和M 位取代會(huì)造成材料首次放電比容量的損失；O位摻雜能夠減小材料極化和降低阻抗，從而有效改善了NCA正極材料的電化學(xué)性能，但易造成材料更嚴(yán)重的陽(yáng)離子混排；復(fù)合共摻雜綜合了單離子摻雜優(yōu)點(diǎn)且彌補(bǔ)了單位點(diǎn)摻雜的不足，發(fā)揮了兩種離子的協(xié)同作用，能在抑制相變、微裂紋形成的同時(shí)降低陽(yáng)離子混排，保持材料初始容量，具有更優(yōu)的改性效果。上述摻雜中除摻雜離子及摻雜位點(diǎn)選擇外，摻雜量也是影響材料電性能的重要因素，需要研究者進(jìn)一步探索。因此，通過(guò)離子摻雜并采用復(fù)合共摻方式對(duì)NCA 正極材料進(jìn)行改性具有十分廣闊的發(fā)展前景。