非晶态胶体（由纳米到微米级的相互作用粒子组成，例如凝胶、玻璃和硬化的水泥浆）以及晶体相及其界面共同决定了多相复合材料的物理和机械性能。胶体水化硅酸钙（C-S-H）和晶体氢氧化钙（CH）是水泥浆中的主要水化相，分别占水泥浆体积的约50%-70% [1] 和15%-25% [2]、[3]。C-S-H是控制材料内聚力的主要成分 [4]、[5]、[6]、[7]，而CH则在C-S-H生长过程中形成，有助于维持pH值并影响水泥的水化动力学 [9]。这两种相会共同成核和沉淀，C-S-H/CH界面区域占据了水泥浆的很大一部分 [10]。由于C-S-H与CH之间的性能差异巨大 [2]、[11]，在水泥水化过程中，微裂纹可能容易在C-S-H/CH界面处产生，并在环境侵蚀和外部载荷的作用下沿界面扩展 [12]。水泥浆的性能与C-S-H和CH之间的界面结合紧密相关 [13]，因此C-S-H/CH界面成为决定其机械性能的关键薄弱环节。然而，由于C-S-H的微观结构复杂 [14]、[15]、[16]、[17]，以及CH的晶体特性 [18] 和水的影响 [19]、[20]、[21]，C-S-H/CH界面的特性仍然十分复杂且不明确。因此，揭示C-S-H/CH界面的机械响应、断裂韧性和弱化机制对于设计更耐用的水泥基复合材料至关重要。
在宏观尺度上，水泥基复合材料是各向同性和均匀的 [22]。在纳米尺度上，C-S-H由大约5纳米大小的粒子组成，表现出显著的延展性 [23]、[24]、[25]、[26]、[27]。在亚微米尺度上，该体系具有多孔性和多相性，主要由C-S-H和CH组成，它们的堆积密度不同 [28]。然而，C-S-H/CH界面的亚微米结构尚不清楚，这成为理解C-S-H与CH之间相互作用如何影响物理和机械性能的关键纽带。此外，CH的板状晶体结构会通过引入滑移面来降低机械性能，而非晶态CH则可能通过填充界面间隙来提升性能 [29]。明确CH对C-S-H性能的双重影响至关重要。
关于C-S-H和CH的实验研究已经广泛开展。Cuesta等人 [30] 追踪了铝酸钙的水化过程，包括溶解、C-S-H沉淀和CH结晶。硬化水泥浆的机械响应取决于水化相与未水化相的内在性质、体积分数及其相互作用，这些因素会影响材料的整体性能 [31]。然而，大多数实验都集中在材料整体的性能上 [32]、[33]，对于材料界面机械性能的量化研究较少。分子动力学模拟补充了实验结果，有助于阐明材料性能从微观到宏观的传递机制 [34]、[35]、[36]、[37]、[38]。Zhao等人 [39] 在5纳米尺度上研究了C-S-H/CH界面，量化了其过渡区的厚度和拉伸性能。另一项研究 [40] 发现，引入纳米级孔隙并嵌入CH颗粒可以提高C-S-H的韧性。然而，这些模拟通常仅限于几纳米的范围，并依赖于理想化的模型，无法真实反映C-S-H/CH界面的实际情况。CH倾向于沿z轴断裂，形成不均匀的表层结构，其原子尺度的界面反应性尚未得到解决。值得注意的是，C-S-H表面常常被简化为平面，忽略了其固有的粗糙度，而水对界面完整性的影响也尚未明确。
在亚微米尺度上建立全原子模型对于阐明增强机制和推进多尺度计算框架至关重要。C-S-H被描述为一个粒子堆积系统，代表了晶体态与非晶态之间的独特中间相 [41]。亚微米结构与形态多样性之间的内在关系尚不清楚，这给C-S-H的放大建模带来了重大挑战。现有的分子动力学方法能够在5纳米尺度上提供高精度的表征 [42]。然而，在数十到数百纳米的尺度上，这些方法仅限于结构表征和小的变形模拟，通常依赖于粗粒化模型 [43]、[44]。受到交错单晶金属堆叠的多晶模型的启发 [45]，通过将粗粒化模型重新映射为全原子模型，可以构建C-S-H的亚微米结构并对其进行全面分析。
本研究旨在揭示C-S-H与CH之间的相互作用对物理和机械性能的影响，并提出了一种新的C-S-H/CH界面增强策略。开发出的放大方法克服了在C-S-H/CH界面进行真实建模的障碍，揭示了CH表层配置、C-S-H粗糙度以及水对C-S/H界面化学键合和机械性能的影响。通过透射电子显微镜（TEM）、扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射（XRD）、原子力显微镜（AFM）和纳米压痕实验来验证界面模型并捕捉其机械行为。我们提出了一种通过调节CH的重新分布来填充间隙的增强机制，从而使CH能够强化界面薄弱区域。我们的发现加深了对C-S/H界面在分子层面上的弱化效应和增强机制的理解，以及胶体与晶体之间界面在纳米尺度上的键合机制，为开发耐用的水泥基复合材料奠定了基础。
