在现有技术中已知CT闪烁体，例如比如(Y，Gd)2O3:Eu(在此缩写为“YGO”)以及Gd2O2S:Pr，Ce，F(在此缩写为“GOS”)。这两者都以陶瓷形式使用。以大个体生长单晶由于非常高的熔融温度和生长温度(大于2000℃)是不可能的或者是极端昂贵的。通过烧结合适的粉末，该组合物可以在显著低于2000℃的低温相对价格有利地制备。
GOS材料的问题在于其晶体相的对称性(微晶的六方排列)低。由于各晶粒(Kfistallkorn)的双折射性质，在致密烧结的结构中导致光学光子不合意的散射。高透明性的GOS陶瓷本质上是不可制得的。
EU:YGO，例如组成Eu:Y1.34Gd0.66O3，就其密度而言相对于GOS是稍许不利的(大约5.92g/cm3)和就入射的辐照的吸收而言与GOS相比也是不利的。此外，烦人的是大约1ms(毫秒)的长衰减时间。
用于γ射线成像的烧结半透明陶瓷记载在US6967330中。其具有化学计量学Ce:Lu2SiO5，但是其晶体结构不是立方的，并且类似于GOS，即使在调节到非常小的晶粒的情况下，也不能以高透明度烧结。
组成为Ce:Gd2Si2O7(GPS)的层状陶瓷记载在Kawamura等人(IEEEConference 2008Dresden 19.-25.10.2008，会议记录，第67页)中。其特别适用于检测中子。所述材料以单晶形式制备，并随后被捣成粉末。粒度为50-100微米。所述材料不是立方的，并因此不能烧结成透明陶瓷。
作为单晶解决方案还是用了CdWO4。但是这种材料具有高的分解性和因此仅能困难地和不可靠地制备。此外，在制备时使用了有毒的镉。
J.Rabeau(Stanford University)于其在4th Laser Ceramics Symposium(Nov.10-14，2008，Shanghai，China)的报告(TCCA-33)中记载了针对闪烁体应用的经热压法制得的透明Ce:La2Hf2O7(LHO)陶瓷。通过热压不能达到好的透明性，此外由于高的镧含量，该透明陶瓷是不稳定的，并在一段时间后因为它们与空气中水反应而分解。
Ce:Lu2Si2O7(LPS)单晶记载在Pidol等人的“Szintillation properties ofCe:Lu2Si2O7，a fast and efficient Szintillator crystal”，J.Cond.Mat.15(2003)2091-2102中。其具有单斜对称性，不能制备出高透明性陶瓷。该材料显示出短的衰减时间(38纳秒)和低的余晖。但是光产率和能量分辨率仅为中等。
闪烁主体的X射线吸收性能的量度是有效原子序数Zeff。有效原子序数描述了不同物质的混合物的平均原子序数。其例如借助下式计算
$Z_{\mathrm{eff}}=\sqrt[2.94]{f_1\times {\left(Z_1\right)}^{2.94}+f_2\times {\left(Z_2\right)}^{2.94}+f_3\times {\left(Z_3\right)}^{2.94}+...}$
其中，
fn是分配给各元素的电子数占总电子数的份额，和
Zn是各元素的原子序数。
作为另一指数引入密度和有效原子序数Zeff的四次方之乘积。该指数正比于“阻止本领”，也称为阻止能力。阻止能力是指入射粒子的每个波长单位(例如以MeV测定)的能量损失。
所选出的已知闪烁主体具有下列值：
    类型   密度g/cm3   Zeff   密度x Zeff4  (x106)   Y134Gd0.66O3   陶瓷   5.92   48   33   Gd2O2S   陶瓷   7.34   59   91   CdWO4   单晶   7.99   61   111
  Gd3Ga5O12   单晶   7.09   50   43   Lu2Si2O7   单晶   6.23   61   84
Malkin，Klimin等人(Phys.Rev.B 70，075112(2004))和Klimin(Phys.Sol.State，47(8)，1376-1380，2005)报道了在A位含稀土离子的含钛单晶烧绿石相。作为多晶样品制备了Yb3+:Y2Ti2O7的变体。所述工作聚焦于单晶上，也记载了陶瓷。但是在比该陶瓷可能是透明的温度低多得多的温度制备它们。该组成对于闪烁体系来说是不利的，因为Yb3+离子的发射波长位于1000纳米至1100纳米。当前在医学成像系统中的光电换能器不是为这类波长设计的。
在SCHOTT申请DE 10 2007 022 048中，因为应用原因，仅允许＜100ppm范围的非常少量的稀土离子例如Pr、Nd、Sm、Eu、Tb、Dy、Ho、Er和Tm。也就是说，其涉及无源(passive)陶瓷。
在Ji等人“Fabrication of Transparent HfO2(40％)-Gd2O3:Eu Ceramicsfrom Nanosized Powders”(Electrochemical and Solid State Letters 8(7)，H58-60，2005)中记载了Eu活化的多晶Gd2O3，其用HfO2稳定化。所述陶瓷组成对应于Gd1.5Hf0.5O3.25＝3Gd2O3*2HfO2，换算为摩尔含量，所述组成为大约60摩尔％Gd2O3和40摩尔％HfO2。其结构在室温下既不是稳定的立方结构也不与烧绿石的结构同型(源自萤石结构的缺陷结构)。潜在应用为医学诊断领域(CT-检测器)。
被描述为“透明的”组成为La2Hf2O7(LHO)的陶瓷由Ji等人的“Fabrication of Transparent La2Hf2O7-Ceramic from CombustionSynthesized Powders”，Mat.Res.Bull.40(3)553-559(2005)中已知。其中使用目标组成的粉末，所述粉末由燃烧反应(Combustion)制备。由此制得的最多半透明的陶瓷不含稀土离子。
由现有技术清楚的是，当前记载的材料通常不以高度对称、立方的晶体结构存在(和因此不能烧结为高透明的)和/或通常以单晶或仅以不透明的层的形式存在。这是不合意的。如果推荐对称结构，任选还是多晶的，其通常不满足对于活性(active)材料的要求。如果尤其推荐烧绿石结构或萤石结构，它们也不符合当今的要求。迄今已知的方案要么是不透明的，要么是仅半透明的，和/或密度和/或有效原子序数过低，要么难于制备。在含La的方案情况下，相应的粉末是非常吸湿性的，和仅能困难地转变成透明陶瓷。具有烧绿石结构的高Ti含量的陶瓷必须经历热后处理，以褪去由于在还原性生产过程中形成Ti3+造成的着色。

任务
本发明的任务在于提供具有高透明性的多晶电光陶瓷，优选作为闪烁体材料，其通过粉末途径制备并因此是价格有利的，且在第二辐射的透射性方面具有高品质。
此外，所述材料应当具有尽可能高的密度，理想地＞5.0g/cm3，优选＞6.0g/cm3，特别优选＞7.0g/cm3，非常特别优选＞7.5g/cm3，和/或具有高的有效原子序数或高的密度与有效原子序数的四次方之乘积。此外，所述材料应满足对于闪烁装置应用中的所有要求。
解决方案
本发明的任务通过权利要求的主题得以实现。所述任务特别通过光学透明的多晶光电陶瓷来实现，其单个晶粒具有对称的立方结构，该光电陶瓷具有至少一种优选选自下列的光学活性中心：稀土离子、过渡金属离子和钛离子，其中该光电陶瓷可以用下面通式来描述：
A2+xByDzE7，且其中
0≤x≤1.1且0≤y≤3且0≤z≤1.6，以及3x+4y+5z＝8，且其中
A是至少一种选自稀土离子的三价阳离子，B是至少一种四价阳离子，D是至少一种五价阳离子和E是至少一种二价阴离子。
特别优选的是，0≤x≤1.0，进一步优选0≤x≤0.9，更优选0≤x≤0.5，更进一步优选0≤x≤0.25。进一步优选x≥0.11，特别优选≥0.13，非常特别优选≥0.15。
只有其单个晶粒具有对称的立方结构的光电陶瓷才是根据本发明的。也就是说，类似于烧绿石或萤石矿物的立方结构，也即晶体结构可由这些矿物明确导出的立方结构。
通过遵循上述条件，可得到本发明的特别有利的电光陶瓷。本发明的电光陶瓷的特别有利的透射性能尤其可以由上述给出的化学计量学实现。
烧绿石是立方对称的晶体相，并可以以多种方式晶体化学地改性。具有烧绿石结构的材料遵循通式A23+B24+O7或A33+B5+O7。烧绿石种类是特别广泛的。晶体结构是立方的并接受多种同型(Isotype)以及在A位和B位的混合价取代。取决于离子半径，化学计量学A2B2E7或A3DE7的组成可选择地结晶为正交氟铝镁钠石型，单斜钙钛矿型，立方萤石型或立方烧绿石型。根据本发明，仅有后两种所述闪烁体材料是适合的。
根据本发明优选的是这样的电光陶瓷，其有效原子序数Zeff≥50，优选≥52，更优选≥57，非常特别优选≥60。这可以通过在A和B位合适的元素组合实现。
A优选选自Y、Gd、Yb、Lu、Sc、La和这些组分的混合物。另外优选的是，A选自Y、Gd、Yb、Lu、Sc和这些组分的混合物。最优选的是，A选自Gd、Lu、Yb和这些组分的混合物；非常特别优选的是，A选自Gd、Lu和这两种组分的混合物。
根据本发明，B优选选自Zr、Ti、Hf、Sn、Ge和这些组分的混合物。此外优选的是，B选自Zr、Ti、Hf和这些组分的混合物。在一个特别的实施方案中，B选自Zr、Hf和这两种组分的混合物。在另一优选的实施方案中，B选自Ti、Hf和这两种组分的混合物。
在另一实施方案中，Ti的含量优选为至多50000ppm，进一步优选为至多30000ppm(质量含量)。在这样的量中，Ti较少地承担主体材料的功能，而更多地承担烧结助剂的功能。如果Ti将用作掺杂剂，那么其数量优选为至多5原子％的范围，更优选为至多3原子％的范围，基于起始材料的粉末混合物。
在一个特别的实施方案中，除了主要A组分之外，本发明的电光陶瓷在A位含有作为次要成分的La，其数量为至多10摩尔％的相应氧化物或硫化物。
本发明电光陶瓷的组分D优选选自Nb和Ta。
特别优选地，本发明的电光陶瓷符合化学计量学A2B2E7。此外优选的是，存在过量的组分A，具体为＞2.2摩尔％范围，更优选＞2.5摩尔％，特别优选＞3摩尔％。
本发明电光陶瓷的E位优选由硫属元素或多种硫属元素的混合物占据。在一种优选实施方案中，E是氧。在一种备选的实施方案中，E是硫和氧的混合物。根据本发明，硫在该混合物中的含量优选为至多36原子％，只要该结构保持为立方的即可。
本发明的电光陶瓷优选含有超过100ppm(质量含量)的稀土离子。
优选地，本发明的电光陶瓷是闪烁介质。
具有含至少一个光学活性中心的烧绿石结构的光学透明的多晶电光陶瓷也是根据本发明的，其中所述电光陶瓷可以用下面通式描述：
A2+xByDzE7，且其中
0≤x≤1.1且0≤y≤3且0≤z≤1.6，并且3x+4y+5z＝8，
A是至少一种选自稀土离子的三价阳离子，B是至少一种四价阳离子，D是至少一种五价阳离子和E是至少一种二价阴离子。
特别优选的是，0≤x≤1.0，进一步优选0≤x≤0.9，更优选0≤x≤0.5，更进一步优选0≤x≤0.25。进一步优选x≥0.11，特别优选≥0.13，非常特别优选≥0.15。
除了含有纯化合物相的电光陶瓷，混晶相也可以是根据本发明的。其中第一A阳离子可以以任意量由第二A阳离子替代。优选最多50摩尔％，进一步优选最多40摩尔％的第一A阳离子由第二A阳离子替代。特别优选的是，最多25％的第一A阳离子由第二A阳离子替代。这同样适用于B和D位。
光学活性中心优选选自稀土离子、过渡金属离子和钛离子。优选地，所述活性中心选自稀土离子和钛离子，最优选的是，所述光学活性中心是稀土离子。
Yb优选以如下量使用，使得其占据规则的A晶格位置。其中以氧化物Yb2O3的摩尔％表示的含量为33摩尔％+/-20摩尔％。取决于应用，以＜5摩尔％的低量使用Yb作为活性中心是不优选的。
可见光透明度理解为纯透射率(也即光透射减去反射损失)，其于2毫米的层厚，优选甚至3毫米的层厚，特别优选在5毫米的层厚条件下，在380纳米-800纳米波长的可见光范围内，在不合活化剂吸收谱带的至少50纳米宽度区段内，例如在700-750纳米的区段，具有大于25％的透射率，优选大于60％，更优选大于70％，特别优选＞80％，更优选＞90％，特别优选＞95％。只有满足该前提的陶瓷，才根据本发明理解为电光陶瓷。
根据本发明的一个优选实施方案，所述电光陶瓷是不含La的。相对于本发明的组分，La具有差的烧结性能，这是因为其是强烈吸湿性的。此外，La由于其低的重量对阻止能力具有不利影响。尽管如此，La可以在本发明的电光陶瓷中作为共掺质(Codoptant)存在。但是，在这种情况下，其含量相对于在烧绿石的A位使用La来说要低。在烧绿石的A位，La2O3必须以至少大约33摩尔％的物质的量含量使用。然而，根据本发明优选的是，La2O3仅以低于20摩尔％，优选低于10摩尔％和最优选低于5摩尔％的量存在于本发明的组合物中。以此方式，保持了好的烧结性能和作为闪烁体材料的可用性。为了影响发射的光的性能，使用La作为共掺质可能是必需的。
A位组分优选以化学计量学为A2O3的化合物的形式使用，而B位组分优选以化学计量学为BO2的化合物的形式使用。相应地，物质的量含量理想地为33.3摩尔％的A2O3和66.6摩尔％的BO2。然而，根据本发明还可以是其它的混合比，其中尽管如此仍能实现所需的立方结构。其中，A2O3的物质的量含量可以为33.3摩尔％-60摩尔％，优选为33.6摩尔％-43摩尔％，而BO2的物质的量含量为40摩尔％-66.6摩尔％，优选为57摩尔％-66.4摩尔％。此外，还优选的是其中A2O3过量至少2.2摩尔％存在，优选至少2.5摩尔％，非常特别优选至少3.0摩尔％。
D位组分优选以D2O5形式的化合物使用。相应地，在本发明的电光陶瓷中理想的物质的量范围为25摩尔％。此外，D2O5以15摩尔％-35摩尔％的物质的量存在于电光陶瓷中的混合比也是根据本发明的。
根据本发明的另一实施方案，本发明的电光陶瓷包括Hf或Zr或Ti。
根据本发明的一个特别优选的实施方案，本发明的电光陶瓷具有选自下列的组成：Gd2Hf2O7、Yb2Hf2O7、Lu2Hf2O7，包括相应的含混合的A取代(Vertreter)的混晶，例如比如(Gd，Lu)2Hf2O7，以及各种相应的锆酸盐或钛酸盐。
其它优选的实施方案选自Lu2(Hf，Zr)2O7以及相应的Gd和Yb化合物，还有非化学计量学的取代物例如Gd2.24Hf1.82O7或Lu2.15Hf1.89O7。此外，特别优选组合混晶相例如(Lu，Gd)2.12(Zr，Hf)1.91O7或Gd3TaO7。这同样适用于Lu3TaO7或由其导出的在A和/或B位的混晶相。
通过用多个硫属元素阴离子替换多个氧(但不超过7个氧中的4个(S含量：4/11＝36原子％))也是根据本发明的。S的原子百分比xs含量也为0＜xs＜36原子％。根据一个优选实施方案，E位完全由S替代。前提是所有组合仍保持立方对称。
本发明的优选实施方案涉及这样的电光陶瓷，其稀土离子含量为至少100ppm。本发明优选的电光陶瓷含有作为活化剂中心的一种或多种选自下列的元素的离子：Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er和Tm。特别优选的是Eu、Ce、Pr、Nd、Tb和Sm。在本发明的另一特别优选的实施方案中，本发明的电光陶瓷包括Eu3+或Eu2+形式的Eu或它们的混合物。
优选地，本发明的电光陶瓷的密度大于5.0g/cm3，还优选大于6.0g/cm3，进一步优选大于7.0g/cm3，和最优选为大于7.5g/cm3。根据本发明的电光陶瓷的有效原子序数Zeff优选为大于50，优选大于或等于52，进一步优选大于57和最优选大于60。
本发明的电光陶瓷的特点在于有利的短衰减时间。尤其优选的是使得本发明的电光陶瓷能根据本发明应用的短衰减时间。根据本发明应用是作为测量装置中的闪烁介质，所述测量装置优选是PET、CT、和SPECT设备或多功能装置PET/CT、PET/SPECT。
此外，本发明的任务还通过用于制备根据本发明的电光陶瓷的方法实现。所述方法优选包括下列步骤：
a.由起始材料的粉末混合物制备成型体，
b.在500-1200℃的温度预烧结该成型体，
c.在低于1巴绝对压力(也即略微负压)至10-7毫巴绝对压力的压力范围的真空下，在1400-1900℃的温度烧结该经预烧结的成型体，
d.在10-300MPa的压力和1400-2000℃的温度压实(verdichten)该经烧结的成型体。
借助本发明的制备方法，不再需要实施耗时的单晶生长。单晶生长的缺点是其在例如大约2000℃的非常高温度进行或者必须经历长的时间。为此产生高的能量耗费，这导致单晶不能以大批量生产。与此不同，本发明的方法使得能够极大地降低能量耗费和同时缩短生产时间，使得本发明的电光陶瓷能够大批量生产。本发明的生产方法特别适用于生产已经非常接近各自的最终轮廓的成型体。由此可以省去复杂的后处理步骤。
通常，多晶物体具有差的透射性能，因为它们具有许多晶界，因此与单晶的情况相比，穿透的光在晶界处遭受更多的损失。结果，特别难于制备满足对闪烁介质提出的高要求的合适的透明多晶电光陶瓷。
此外，出人意料地发现，稀土离子促进了本发明的陶瓷的烧结。因此，根据本发明优选的是，本发明的制备方法包括添加作为烧结助剂的稀土离子或稀土硫属元素化物。
所述烧结助剂使得能够制备非常高品质的电光陶瓷，其中这导致具有特别好透射性的电光陶瓷。其可能基于如下理由：所述烧结助剂在成型体的晶界处与粉末混合物的其它组分形成共熔体，使得烧结过程更快和更彻底地进行。
为了能够形成共熔体，优选的是根据本发明的烧结助剂不与电光陶瓷的主要组分相同。烧结助剂还特别优选不是在电光陶瓷中占据A、B或D位的组分。
通过遵循上述制备方法的条件，得到了本发明的电光陶瓷，其具有上述优异性能。

工作实施例
1.通过单轴压制(借助反应性烧结)由Ce:Gd2Hf2O7和Ce:Lu2Hf2O7制备透明陶瓷的实施例
以目标组成的比例，称重来自CeO2、Gd2O3或Lu2O3和HfO2的具有直径＜1微米的初级颗粒的粉末。在添加分散剂和粘合剂之后，在球磨机中用乙醇和ZrO2球混合所述批料12小时。
在加热板上干燥所述研磨悬浮液。
随后将所述粉末单轴压制成板。压力条件为大约20MPa，压制时间为数秒。经预成型的压坯(Pressling)以冷静等压再压，其中压制力为大约180MPa。压力传递介质为水。
然后在第一加热步骤中烧掉粘合剂。调温时间为2.5小时和温度为700℃。经烧制的生坯随后在真空烧结炉(负压：10-5毫巴)烧结。在1800℃的较高温度烧结5小时，得到近乎无孔的物体
在随后的热静等压(HIP)过程中，排除了闭孔，HIP条件为在1780℃-2h-Ar-200MPa。
得到光学透明的匀质体，其可以经进一步加工。衰减时间为66纳秒(针对电光陶瓷：0.1重量％Ce3+：Gd2Hf2O7，用LED在336纳米测定)。
2.通过单轴压制(借助反应性烧结)由Eu:Yb2(Zr，Ti)2O7制备透明陶瓷的实施例
以目标组成的比例，称重来自Eu2O3、Yb2O3、ZrO2和TiO2的具有直径＜1微米的初级颗粒的粉末。在乙醇中用ZrO2球进行研磨，其中还向该研磨悬浮液中混入粘合剂和表面活性添加剂。研磨过夜。
将所述研磨悬浮液经喷雾干燥器造粒。
随后将所述颗粒单轴压制成板。压力条件为10MPa，压制时间为大约1分钟。经预成型的压坯以冷静等压再压，其中压制力为大约225MPa。压力传递介质为油。
然后在第一加热步骤中烧掉粘合剂。调温时间为2小时和温度为900℃。经烧制的生坯随后在真空烧结炉(负压：10-6毫巴)烧结。在1600-1800℃的较高温度烧结5小时，得到近乎无孔的物体。
在随后的热静等压(HIP)过程中，排除了闭孔，HIP条件为1700℃-10h-Ar-200MPa。在热静等压后在另一加热步骤中再次氧化样品(1000℃，5小时，O2流)。
得到光学透明的匀质体，其可以经进一步加工。0.1重量％Eu:3+：Yb2(Zr，Ti)2O7电光陶瓷的衰减时间为1.5毫秒。
3.通过热铸(借助反应性烧结)由Pr:Lu2Zr2O7制备透明陶瓷的实施例
以目标组成的比例称量Pr2O3、Lu2O3和ZrO2的具有纳米级尺寸(＜100纳米直径)的初级颗粒的粉末。在经加热的球磨机中，在80℃，混合粉末批料和热塑性粘合剂(75质量％的石蜡和25质量％的微米级蜡的混合物)以及表面活性剂硅氧烷聚乙二醇醚(陶瓷颗粒表面的单分子覆层)。其中，最终浆体的粘度在固含量为60体积％情况下为2.5Pas。以1MPa的压铸压力将所述浆体直接进料到相对固定的塑料模具中(热铸)。在高于所用蜡的熔点脱模后，去除粘合剂，其中大约3质量％留在生坯件(Grünling)中，以确保形状稳定性。
留在生坯件中的粘合剂和表面活性剂在随后的烧结过程中被烧掉。真空烧结在300K/h的加热速率下进行直至1000℃，并保持1小时，继之以进一步加热到1650℃。真空条件为10-5至10-6毫巴。HIP以如下方式实施：在200MPa压力条件下以300K/min的加热速率加热到1650℃，并保持15小时。
产生光学透明的匀质体，其可以经进一步加工。对于0.5重量％的Pr3+:Lu2Zr2O7电光陶瓷，衰减时间为450纳秒。
4.通过单轴压制(借助反应性烧结)由Ce:Gd2.24Hf1.82O7和Ce:Lu2.15Hf1.89O7制备透明陶瓷的实施例
基本上类似于实施例1实施该方法。
以目标组成的比例(38摩尔％的Gd2O3和62摩尔％的HfO2)，称重CeO2、Gd2O3和HfO2的具有直径＜1微米的初级颗粒的粉末。在添加分散剂和粘合剂之后，在球磨机中用乙醇和ZrO2球混合所述批料12小时。
在加热板上干燥所述研磨悬浮液。
随后将所述粉末单轴压制成板。压力条件为大约20MPa，压制时间为15秒。经预成型的压坯以冷静等压再压，其中压制力为大约200MPa。压力传递介质为油。
然后在第一加热步骤中烧掉粘合剂。调温时间为3小时和温度为700℃。经烧制的生坯随后在真空烧结炉(负压：10-5毫巴)烧结。在1700℃的较高温度烧结6小时，得到近乎无孔的物体。
在随后的热静等压(HIP)过程中，排除了闭孔，HIP条件为1780℃-2h-Ar-200MPa。
得到光学透明的匀质体，其可以经进一步加工。衰减时间为约70纳秒。
5.用于由Ce:Gd3TaO7制备透明陶瓷的实施例
以目标组成的比例称重CeO2、Gd2O3和Ta2O5的具有直径＜1微米的初级颗粒的粉末。在添加分散剂和粘合剂之后，在球磨机中用乙醇和ZrO2球混合所述批料12小时。
借助喷雾干燥器将所述研磨悬浮液造粒。
随后将所述颗粒单轴压制成板。压力条件为20MPa，压制时间为大约15秒。经预成型的压坯以冷静等压再压，其中压制力为225MPa。压力传递介质为水。
然后在第一加热步骤中烧掉粘合剂。调温时间为3小时和温度为600℃。经烧制的生坯随后在真空烧结炉(负压：10-5毫巴)烧结。在1800℃的较高温度烧结5小时，得到近乎无孔的物体。
在随后的热静等压(HIP)过程中，排除了闭孔，HIP条件为1780℃-5h-Ar-200MPa。
得到光学透明的匀质体，其可以经进一步加工。