超越富含阴离子的溶剂化范式：阴离子介导的离子对聚集为高可逆性的锌电池提供了稳固的固体电解质（SEI）结构

《eScience》：Beyond the anion-rich solvation paradigm: anion-mediated ion-pair aggregation enables robust SEI for highly reversible zinc batteries

　　陈雪青|赵梦凡|王倩|李宝|傅如健|刘帅|侯立峰|黄浩|金忠|王世
太原理工大学材料科学与工程学院，中国太原030024

**摘要**
可充电锌电池由于其低成本和丰富的锌资源，成为大规模电化学储能的有希望的候选者。然而，它们的实际应用受到不稳定的电极/电解质界面的限制，这导致了诸如表面腐蚀、析氢反应和枝晶锌生长等问题。在这里，我们报告了一种通过阴离子介导的离子对聚集实现界面稳定的新机制，挑战了现有的富阴离子溶剂化范式。当高浓度的TFSI–阴离子引入传统的2.0 M Zn(OTF)2水溶液中时，它不会将Zn2+的溶剂化层从[Zn(H2O)6]2+转变为富阴离子的溶剂化结构；相反，它促进了聚集离子对（AGG）的形成，这些聚集离子对优先吸附在锌表面上，有效抑制了H2O引起的副反应并保持了高离子导电性。同时，协同作用的Li+阳离子可以组装成松散结合的溶剂化簇，围绕Zn2+的溶剂化层，固定活跃的H2O分子并减弱Zn2+–偶极相互作用；这不仅促进了Zn2+的传输动力学和脱溶剂化，还在锌电极表面优先形成致密的LiF修饰的SEI和富F的SEI层（厚度仅为约15 nm），从而提高了界面稳定性。因此，Zn||Zn对称电池可以达到超过4000小时的卓越循环稳定性，而Zn|Cu半电池在5.0 mA cm–2的电流密度下可以稳定运行超过3000圈，具有99.92%的高库仑效率，这是锌电池中报道的最佳性能之一。这项工作通过利用离子对聚集为电解质工程提供了新的见解。

**1. 引言**
可充电水系锌离子电池（AZIBs）因其低成本和高安全性以及丰富的锌资源而受到广泛的研究关注，成为大规模电化学储能系统的有希望的候选者[1]、[2]、[3]、[4]。此外，锌金属阳极具有低氧化还原电位（相对于标准氢电极为–0.762 V）和高理论容量（820 mAh g–1）[5]、[6]、[7]、[8]。尽管有这些优点，AZIBs的广泛应用仍然受到锌电极/电解质界面严重挑战的阻碍，包括表面腐蚀、析氢反应（HER）和不受控制的枝晶锌生长，这些问题导致循环稳定性差、库仑效率低（CE）和电池过早失效[9]、[10]、[11]。这些问题的根本原因主要归因于锌金属阳极和弱酸性水电解质之间的热力学不稳定界面，其中水在Zn2+溶剂化结构（即[Zn(H2O)6]2+）中的积极作用起着关键作用[12]、[13]、[14]、[15]。为此，人们付出了许多努力来解耦原始的[Zn(H2O)6]2+结构并形成新的无水溶剂化结构[16]、[17]、[18]。一种常见的成功策略是使用高浓度电解质或引入特定阴离子来创建富阴离子的溶剂化结构[19]、[20]、[21]。这种方法旨在用阴离子替换内部溶剂化层中的水分子，从而减少与水相关的副反应并提高界面稳定性[22]、[23]、[24]。例如，卢的团队设计了一种23 M Zn(Ac)2电解质，利用亲水性溶解作用形成了贫水的Zn2+溶剂化层并抑制了HER[25]。同样，周的团队通过构建4.0 M Zn(ClO4)2和饱和NaClO4溶液报告了一种无水的锌离子溶剂化结构[26]。此外，纪的团队向ZnCl2电解质系统中引入高浓度的LiCl来优化Zn2+的溶剂化层[27]。然而，这些收益往往被抵消了。由于阴离子的体积比H2O分子大，设计富阴离子的Zn2+溶剂化结构可能会降低离子导电性并增加离子迁移阻力，从而增加电池的内阻，进而影响AZIB的CE和循环寿命[28]、[29]、[30]、[31]。因此，从多个角度进一步研究Zn2+阳离子–水化学性质是必要的，因为这可以通过设计适当的电解质/溶剂化结构来从根本上解决电极/电解质界面问题[32]、[33]、[34]、[35]。
在这里，我们挑战了现有的富阴离子溶剂化范式，报告了一种通过阴离子介导的离子对聚集实现界面稳定的新机制。我们证明，将高浓度的TFSI–阴离子引入传统的2.0 M Zn(OTF)2水溶液中，而不是用阴离子丰富Zn2+的溶剂化层，而是促进了聚集离子对（AGG）的形成。这里的AGG是指通过Zn2+、Li+和阴离子（OTF-/TFSI-）之间的协同作用形成的动态多离子簇。这些离子紧密结合，形成了一个将溶剂分子排除在核心之外的局部有序结构。这些AGG优先吸附在锌表面上，有效地形成了一个动态屏障，保护电极免受水引起的副反应。同时，协同引入的Li+阳离子可以在Zn2+的溶剂化层周围形成松散结合的溶剂化簇。这种独特的结构固定了自由的水分子，减弱了Zn2+–偶极相互作用，确保了Zn2+的快速扩散和脱溶剂化动力学。此外，这些松散结合的Li+溶剂化簇可以优先还原，在锌电极表面形成厚度约为15 nm的LiF修饰的SEI和富F的SEI层，进一步增强了界面稳定性。结果，Zn|Cu半电池在3000圈后具有99.92%的高平均CE，而Zn||Zn对称电池在5.0 mA cm–2的电流密度下可以稳定运行超过4000小时，具有优异的可逆性。最后，当与PANI正极配对时，全电池在1000圈后仍保持高容量保持率（约100%）和循环稳定性。这项工作为理解Zn2+阳离子–水化学性质和电解质设计提供了新的见解。

**2. 结果与讨论**
**2.1. 设计概念和电解质结构**
对于典型的水系电解质，Zn2+–H2O相互作用将形成[Zn(H2O)6]2+的溶剂化结构，并导致H2O的脱质子化，从而降低电解质的pH值，触发界面副反应。因此，有效的策略是使用高盐浓度电解质来减少活性水分子的数量，并形成以阴离子为主导的贫水溶剂化结构以抑制副反应。然而，增加盐浓度通常会导致电解质粘度增加和离子导电性降低，从而影响电池效率。为了克服这一限制，我们设计了一种由2.0 M Zn(OTF)2与5.0 M LiTFSI混合而成的电解质系统，并系统地研究了其Zn2+阳离子–水化学性质。如图1所示，将高浓度的LiTFSI引入水系电解质后，发生了一种独特的Zn2+阳离子–水化学作用，它发挥了多个关键作用：1）它没有形成富阴离子的Zn2+溶剂化层；相反，它促进了AGG的形成，这些AGG优先吸附在锌表面上，有效保护电极免受HER和表面腐蚀；2）Li+与Zn2+发生竞争性络合，并组装成围绕Zn2+溶剂化层的松散结合的溶剂化簇，从而减弱了Zn2+–偶极相互作用，确保了Zn2+的快速扩散和脱溶剂化动力学；3）在电化学循环过程中形成了一个致密、薄的（约15 nm）SEI层，其中富含各种无机化合物，增强了界面稳定性并调节了Zn2+的沉积行为。基于上述特性，我们提出了一种新的通过阴离子介导的离子对聚集实现界面稳定的机制。

**2.2. 界面电化学行为**
为了研究界面电化学行为，我们首先使用拉曼光谱监测了溶剂化行为的变化。如图2a和2b所示，随着LiTFSI浓度的增加，S=O和C?F键的特征峰没有显著移动，表明TFSI–阴离子没有进入主要的Zn2+溶剂化层；这一点通过FTIR分析C?F伸缩振动得到了证实（图2c）。此外，拉曼光谱显示，在引入5.0 M LiTFSI后，2.0 M Zn(OTF)2水电解质中的强氢键显著减弱（图2d），表明H2O活性降低，有效地抑制了HER和表面腐蚀，扩展了电化学稳定性窗口，并降低了电解质的冰点。这一结论进一步得到了图2e中FTIR光谱的支持。此外，当LiTFSI添加到2.0 M Zn(OTF)2水电解质中时，19F NMR光谱显示Zn(OTF)2环境中没有明显的化学位移；相反，出现了一个新的峰，对应于5.0 M LiTFSI的19F峰（图2f），确认了原始的Zn2+溶剂化结构保持完整。

为了更深入地了解Zn2+的溶剂化结构，我们进行了分子动力学（MD）模拟和密度泛函理论（DFT）计算。如图2g和2h所示，OTF–、H2O和TFSI–都参与了Zn2+的溶剂化层。根据径向分布函数分析，Zn2+与TFSI-、H2O和OTF-的平均配位数分别为0.34、4.46和1.67。同样，Li+与TFSI-、H2O和OTF-的配位数分别为0.44、2.4和1.16（图S1和S2）。因此，Zn2+的溶剂化层可以描述为Zn(OTF)1.67(H2O)4.46(TFSI)0.34Li(OTF)1.16(H2O)2.4(TFSI)0.44。相比之下，传统的2.0 M Zn(OTF)2水电解质表现出Zn2+的溶剂化结构为Zn(OTF)1.17(H2O)4.86（图S3）。DFT计算进一步表明，TFSI-的HOMO能级高于H2O分子，其LUMO能级从–0.96 eV（自由状态）降低到–13.32 eV（结合状态），表明TFSI-倾向于从溶剂化层解离，并促进了富F的SEI层的形成。如图S20所示，Li+与H2O和(CF3SO3)–的结合能明显低于Zn2+与H2O和(CF3SO3)–的结合能。也就是说，Li+的阴离子结合能力明显弱于Zn2+。同时，Li+的存在促进了SEI层中LiF的形成（图2i）。如图S21所示，通过观察Zn2+脱溶剂化的活化能，发现LiTFSI的引入显著降低了Zn2+的脱溶剂化活化能，表明LiTFSI可以减弱Zn2+与溶剂分子之间的相互作用，从而降低脱溶剂化能垒。我们还确定了不同电解质中Zn2+的传递数。如图S22所示，LiTFSI的加入增强了Zn2+的传递数。这些发现与不同溶剂化结构中HOMO和LUMO能级的比较分析一致（图2j）。

总之，将高浓度的LiTFSI引入水系Zn(OTF)2电解质可以促进丰富的AGG簇的形成，而不会重建原始的Zn2+溶剂化层，确保电解质保持高离子导电性，并促进形成致密的LiF修饰的SEI和富F的SEI层，从而显著提高界面稳定性。

**3. 下载说明**
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**图1. 不同电解质中Zn沉积过程的示意图。**
**图2. 电解质微结构和Zn2+配位环境。**
- 继续探索电解质微结构和Zn2+配位环境。界面电化学行为。(a) 2.0 M Zn(OTF)2电解质与不同浓度的LiTFSI混合后在710–790 cm–1波长范围内的拉曼光谱拟合结果；(b) 2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI电解质与2.0 M Zn(OTF)2电解质的离子电导率比较；(c) 2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI和2.0 M Zn(OTF)2电解质中Zn阳极的电荷双层（EDL）测量结果；(d) 差分电容曲线；(e) Zn箔在2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI和2.0 M Zn(OTF)2电解质中浸泡24小时后的XRD图谱；(f) Zn电极在2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI和2.0 M Zn(OTF)2电解质中的氢沉淀图；(g) 2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI和2.0 M Zn(OTF)2电解质中Zn||Zn对称电池的塔菲尔（Tafel）图；(h) 在1 mA cm–2/1 mAh cm–2电流密度下，2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI和2.0 M Zn(OTF)2电解质中Zn|Cu电池的初始Zn成核过电位；(i) 2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI电解质中Zn电极的接触角测量结果；(j) 2.0 M Zn(OTF)2电解质中Zn电极的接触角测量结果。接下来，我们通过使用C = ic/ν方程从循环伏安（CV）扫描中计算EDL电容（EDLC），分析了AGG对电化学双层（EDL）的影响，这些扫描是在Zn||Zn对称电池中以不同速率进行的。如图3c和图S4所示，向电解质中加入5.0 M LiTFSI后，EDLC值显著降低至41.5 μF cm–2，而基础水性Zn(OTF)2电解质的EDLC值为179.35 μF cm–2，这表明EDL界面发生了重构，其电化学活性面积减小，这可以归因于AGG在Zn表面的优先吸附。值得注意的是，EDL测试是在电池组装后立即进行的。因此，EDLC的显著差异主要源于AGG的快速吸附，而不是时间依赖性的分解过程。此外，电池还进行了不同时间的静置以探测可能的界面演变。如图S5和S6所示，即使经过静置，EDLC值仍保持稳定在约23.7 μF cm–2，而使用2.0 M Zn(OTF)2电解质组装的电池的电极双层电容却未能保持稳定（图S26和S27）；这进一步证实了吸附的AGG层而非分解产生的SEI层主导了EDL结构，有效地钝化了高活性位点并促进了均匀的Zn沉积。图3d中的 differential capacitance 曲线也提供了AGG吸附的额外证据。相应的吸附能量也证实了这一点：TFSI阴离子优先吸附在锌金属表面（图S7）。我们进一步研究了不同电解质中Zn金属阳极的界面电化学稳定性。如图S8所示，向电解质中加入5.0 M LiTFSI后，浸泡后的Zn箔的SEM图像显示表面更加光滑，副产物减少，表明界面侧反应得到了有效抑制。同时，XRD分析确定水性Zn(OTF)2电解质中的主要腐蚀产物为ZnxOTFy(OH)2x-y-nH2O，这可能在酸性介质中促进自腐蚀（图3e）。因此，我们还分析了析氢（HER）过电位，如图3f所示。与基础水性Zn(OTF)2电解质系统相比，加入5.0 M LiTFSI后HER过电位向负方向移动，表明HER受到抑制。众所周知，HER通常伴随着自腐蚀。与此一致的是，塔菲尔图显示改良电解质的腐蚀电位更正，腐蚀电流减小（图3g），进一步证实了其增强了抗腐蚀性能。此外，高浓度LiTFSI的添加使电解质的电化学稳定窗口变宽（图S9）。随后，我们还使用Zn|Cu半电池研究了AGG对Zn成核的影响。如图3h所示，改良电解质显示出更高的成核过电位，有利于形成更细小、更均匀的Zn晶粒。相应地，我们也使用计时电流法（chronoamperometry）测试研究了Zn的成核和生长行为。如图S10所示，当极化电压固定在–150 mV时，基础水性Zn(OTF)2电解质中的响应电流在200秒内持续增加，表明二维扩散延长，形成了额外的沉积位点，加速了Zn沉积并导致了不规则的3D结构。相比之下，加入5.0 M LiTFSI后，Zn成核表现出受限的二维扩散和稳定的三维扩散，对应于更均匀的沉积。接触角分析也证实了改良电解质在Zn表面上的优异润湿性，促进了均匀的Zn2+通量并增强了界面离子传输动力学（图3i和3j）。

2.3 Zn沉积和SEI膜分析
我们使用原位光学显微镜装置直接观察了Zn沉积和生长行为。如图4a所示，加入5.0 M LiTFSI后，在10 mA cm–2的电流密度下实现了均匀的Zn沉积，即使沉积时间延长，也没有明显的枝晶Zn形成，这归因于稳定的Zn2+三维扩散行为。相比之下，基础水性Zn(OTF)2电解质在20分钟内就形成了不均匀的Zn沉积表面，伴有不规则的突起，对应于枝晶Zn的生长。随着沉积时间的延长，这些Zn枝晶变得更加明显，增加了隔膜穿透和电池短路的风险。此外，Zn沉积后的SEM图像证实加入5.0 M LiTFSI促进了更密集、更均匀的Zn沉积（图S11）。

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图4. Zn沉积和SEI层分析。(a) Zn沉积（0、10、20和40分钟）的彩色原位图像记录，刻度尺：100 μm；(b) 2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI电解质中不同循环次数下Zn金属阳极的XRD图谱；(c–e) 在2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI电解质和2.0 M Zn(OTF)2电解质中循环的Zn金属阳极的XPS测试：(c) F 1S，(d) S 2P，以及(e) Zn 2P；(f) 2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI电解质中形成的SEI的TEM和EDS映射。映射区域由绿色矩形框标示。在样品制备过程中，钨被沉积在电极表面以保护SEI免受离子束损伤。(g) EDS映射。(h) 2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI电解质中形成的SEI膜的高分辨率TEM图像。

在Zn沉积/剥离循环后，XRD分析显示沿着(101)晶面有强烈的优先取向，60圈后Zn (101)/(002)面的强度比为5.34，200圈后增加到20.27（图4b和图S12），表明Zn生长主要发生在(101)方向。这种优先性可能是由于Zn(101)面的表面能较低和内部应力较小。循环后的SEM图像进一步证实了这一结论（图S13）。同样，激光扫描显微镜显示加入5.0 M LiTFSI后表面形态平坦，没有明显的凸起（图S14和S15）。这些结果证实了改良电解质促进了横向沉积，并产生了非常光滑和平坦的Zn表面，与基础水性Zn(OTF)2电解质形成的粗糙不均匀表面形成了鲜明对比。

除了沉积形态外，SEI层的稳定性和组成对于实现稳定的电极/电解质界面和无枝晶的Zn沉积/剥离至关重要。因此，使用X射线光电子能谱（XPS）鉴定了SEI层中的关键无机成分。如图4c所示，F 1s光谱在687.3和685.5 eV处显示了明显的峰，分别对应于ZnF2和LiF，LiF的存在进一步通过Li 1s光谱得到确认（图S16）。比较不同循环后的XPS和电化学阻抗光谱结果可以看出，LiF改良的SEI在整个循环过程中在动力学和化学上都是稳定的（图S24）。S 2p光谱在169.68和162.98 eV处显示出信号，分别对应于S–O物种和ZnS（图4d）。此外，C 1s和O 1s光谱表明存在富碳有机层和ZnO（图S16）。加入5.0 M LiTFSI后，Zn 2p1/2的峰位显著向较低结合能移动，间接解释了LiF改良SEI层的形成（图4e）。松散结合的Li+促进了界面富集和随后的TFSI阴离子的还原分解，生成了致密的LiF改良SEI。TEM图像显示SEI层连续且均匀，厚度仅为15.4 nm（图4f和4g）。EDS映射证实了SEI层中S、O、F和Zn的均匀分布。高分辨率TEM识别出对应于LiF、ZnF2、ZnO和ZnS的晶格条纹（图4h），表明在循环过程中形成了一个强固的无机富集SEI，这得益于AGG的形成和围绕Zn2+溶剂化鞘的松散结合Li+溶剂化簇。

2.4 电化学性能和循环稳定性
为了评估阴离子介导的离子对聚集机制对电化学性能的影响，我们组装了对称的Zn||Zn电池并在各种条件下进行了循环测试。如图5a所示，使用高浓度LiTFSI的电解质时，电池在1.0 mA cm–2的电流密度下循环4000小时以上，表现出出色的稳定性，滞后电压仅为60 mV，且没有故障迹象。这是迄今为止最稳定的对称电池之一（图S25）。相比之下，在基础水性Zn(OTF)2电解质中循环的电池出现了严重的电压波动，并在仅86小时后失效，表明Zn沉积/剥离行为不稳定。当电流密度增加到2.0 mA cm–2时，基础水性Zn(OTF)2电解质的电压波动更加剧烈，并在100小时内突然失效，这是由于持续的枝晶Zn生长引起的内部短路。然而，在改良电解质中循环的对称电池在1600小时内表现出稳定的循环，电压曲线平坦（图S17）。

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图5. 电化学性能和循环稳定性。(a) 在2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI/2.0 M Zn(OTF)2电解质中1.0 mA cm–2/1.0 mAh cm–2电流密度下Zn||Zn对称电池的循环性能；(b) 在2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI/2.0 M Zn(OTF)2电解质中5.0 mA cm–2/1.0 mAh cm–2电流密度下Zn|Cu半电池的循环性能；(c) 在–20°C下0.1 mA cm–2/0.1 mAh cm–2电流密度下2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI/2.0 M Zn(OTF)2电解质中Zn|Cu半电池的循环性能；(d) 对称电池的倍率性能；(e) Zn||PANI电池的倍率性能；(f) 在2.0 M Zn(OTF)2 + 5.0 M LiTFSI电解质中Zn||PANI电池的存储性能；(g) 在2.0 M Zn(OTF)2电解质中Zn||PANI电池的存储性能；(h) 不同扫描速度下全电池的CV曲线；(i) 在1 A g–1电流密度下Zn||PANI电池的循环性能；(j) 在–20°C下1 A g–1电流密度下Zn||PANI电池的循环性能。

使用改良电解质的Zn|Cu半电池也表现出出色的可逆性，在5.0 mA cm–2电流密度下3000圈内的平均电荷转移效率（CE）保持在99.92%（图5b），而基础水性Zn(OTF)2电解质在250圈内出现显著的CE波动并迅速失效。值得注意的是，即使在–20°C下，半电池在大约1300圈内仍保持98.97%的高CE（图5c）。此外，我们分析了平均CE以评估循环可逆性。如图S18所示，使用高浓度LiTFSI的电池显示了98.25%的高平均CE，表明其具有优异的电化学可逆性。此外，从0.2到5.0 mA cm–2的倍率性能测试显示，使用改良电解质的对称电池具有较低的过电位和更平滑的电压平台（图5d），表明离子导电性增强和界面动力学加快。

随后，为了探索阴离子介导的离子对聚集机制在电解质中的实际应用，我们使用聚苯胺（PANI）阴极组装了全电池。如图5e所示，使用高浓度LiTFSI的电解质的全电池在1.0 A g–1电流密度下表现出优异的倍率性能，这可能归因于AGG形成引起的氧化还原动力学改善。我们还通过自放电测试研究了全电池的实际能量损失和耐久性。如图5f和5g所示，24小时后的自放电测试显示，使用改性电解质的电池容量保留率为84.35%，显著高于基础的水基Zn(OTF)2电解质系统，这突显了AGG在抑制副反应和减少能量损失方面的作用。在不同扫描速率下的CV测量显示，随着扫描速率的增加，极化现象非常小（图5h），表明反应动力学很快。关于循环稳定性，如图5i和图S19所示，在使用高浓度LiTFSI电解质的条件下，全电池在1.0 A g–1的电流密度下表现出高的初始放电容量，并且在1000次循环后容量保留率为86.96%，而使用基础水基Zn(OTF)2电解质系统的电池则出现了快速的容量衰减。此外，即使在-20°C的温度下，全电池在1.0 A g–1的电流密度下也能稳定运行450次循环（图5j）。这些结果突显了富含AGG的电解质所赋予的卓越界面稳定性和动力学性能，显示出其在实际应用中的巨大潜力。

**3. 结论**
总之，我们提出了一种新的阴离子介导的离子对聚集机制，用于提高AZIBs的界面稳定性，这种机制挑战了现有的以阴离子为主的溶剂化范式。具体来说，我们发现将高浓度的TFSI-阴离子引入水基Zn(OTF)2电解质系统中并不会将Zn2+的溶剂化层从某种结构转变为以阴离子为主的溶剂化结构；相反，它促进了丰富的AGG的形成。这些AGG物种优先吸附在Zn表面，促进了富含多种无机成分的致密SEI（Solid Electrolyte Interface）的原位形成。同时，Li+阳离子可以协同组装成松散结合的溶剂化簇，包围Zn2+的溶剂化层，削弱Zn2+与极性水分子（dipole）之间的相互作用，并固定活性H2O分子，从而促进Zn2+的传输动力学和脱溶剂化过程。结果，实现了仅15.4纳米厚的连续均匀的SEI层。Zn||Zn对称电池和Zn|Cu半电池表现出高的循环稳定性，使我们的系统成为迄今为止报道中性能最好的AZIBs之一。此外，与传统的PANI正极配对的全电池表现出显著的容量保留率和长期的循环耐久性。这项工作为通过阴离子介导的离子对聚集来设计界面提供了新的见解。

**CRediT作者贡献声明**
Xueqing Chen：撰写——原始草稿，数据整理。
Shi Wang：撰写——审阅与编辑。
Zhong Jin：监督。
Hao Huang：方法学研究。
Lifeng Hou：监督。
Shuai Liu：数据整理。
Rujian Fu：形式化分析。
Bao Li：数据整理。
Qian Wang：撰写——审阅与编辑。
Mengfan Zhao：数据整理。

**利益冲突**
不存在需要声明的利益冲突。