高强度和大变形能力是先进结构金属材料的迫切需要。通常，晶体材料的强化方法依赖于通过引入各种内部缺陷来控制位错的产生、
传播和交叉[1-4]。例如，纳米晶 (NC) 金属由于遵循传统的 Hall-Petch 关系的高密度晶界 (GB) [5, 6] 而表现出高屈服强度和硬度。
然而，纳米尺寸晶粒中位错形核和堆积困难[7,8]，导致应变硬化能力差和塑性应变局部化[9,10]，从而在拉伸或压缩过程中在晶界处
开裂形核。更严重的是，晶界滑动或迁移主导的变形会导致NC金属软化，因为晶粒尺寸减小到~20 nm以下[11, 12]。近年来，许多
研究表明纳米级非晶材料同时具有高强度和大塑性[13-15]，这为NC金属变形能力的提高提供了新途径。引入纳米非晶壳作为GB已
被证明有利于协同增强NC金属的强度和塑性[16-19]。变形机制主要是基于非晶壳通过充当位错汇来缓解应力集中并推迟剪切带成
核[16, 20]。此外，通过设计纳米级结晶玻璃多层结构可以在数控材料中实现塑性流动，正如 Cu/Zr [21-23] 和 Cu/Nb [24, 25] 系统
所证明的那样。因此，通过微结构设计，有望同时实现晶体-非晶双相纳米复合材料的高强度和大变形能力。许多努力已经证明，
非晶相的固有尺寸（非晶壳/层的厚度）[25-28]和成分[29-31]对NC金属的强度和塑性有显着影响。此外，非晶相空间分布，如连续
或个体分布，对NC金属的塑性也起着重要作用，因为它对非晶-结晶界面（ACI）的密度以及结晶与结晶之间的相互作用有很大影响。
非晶相[30, 32]。然而，由于晶-非晶纳米复合材料中非晶相的空间连续性难以控制，因此NC材料中非晶相连续性相关塑性的研究非
常有限，仍需要进一步探索。在这里，我们通过共溅射 Fe 与 Si-O-C 合成了晶态-非晶态 Fe-SiOC 双相纳米复合材料，以探索塑性
对非晶态连续性的依赖性。本研究选择Fe是因为铁基合金广泛应用于工业结构材料。选择SiOC非晶陶瓷作为非晶相是因为其优异
的机械性能（强度、蠕变和硬度）和良好的热稳定性[33-36]。沉积态的 Fe-SiOC 纳米复合材料呈现出纳米柱状核（纳米柱状结晶 Fe）
壳（互连的非晶 SiOC GBs）结构，并在 800 °C 退火后转变为等轴 NC Fe，在三角形 GBs 中分散有非晶陶瓷 SiOC 纳米颗粒。微柱压
缩试验表明，沉积态和退火态 Fe-SiOC 均表现出较高的屈服强度，但塑性不同。基于 TEM 表征讨论了相应的变形机制。