图1和图2分别展示了不同填料含量涂层经三轮摩擦循环后的表面SEM形貌及对应的质量损失数据。纯环氧涂层（EP）的平均磨损质量损失为0.0351 g，表面可见大量磨屑堆积和明显的犁沟形貌，耐磨性最差。

图1：摩擦后（a1, a2）EP/ HBP -SiC5%, (b1, b2) EP/ HBP -SiC10%, (c1, c2) EP/ HBP -SiC15%, (d1, d2) EP/SiC5%, (e1, e2) EP/SiC10%及（f1, f2）EP/SiC15%涂层的扫描电子显微镜图像

引入填料后，两类涂层的耐磨性均有所提升，但呈现出不同的规律性。当填料添加量在5%~15%范围内时，EP/SiC涂层的质量损失（0.0210~0.0223 g）整体低于同添加量的EP/HBP-SiC涂层（0.0311~0.0294 g），说明在低添加量下未改性SiC的高硬度优势仍可在一定程度上发挥作用。

然而，观察SEM图像可以发现，EP/SiC涂层表面存在更明显的大尺寸裂纹（图1-f2），而EP/HBP-SiC涂层的磨损轨迹则相对平滑，这意味着超支化改性已在界面结合层面改善了涂层内聚力。

图2：摩擦后（a1, a2）EP/ HBP -SiC20%, (b1, b2) EP/ HBP -SiC25%, (c1, c2) EP/ HBP -SiC30%, (d1, d2) EP/SiC20%, (e1, e2) EP/SiC25%及（f1, f2）EP/SiC30%涂层的扫描电子显微镜图像

当填料添加量提升至20%及以上时，情况发生了逆转。如图2所示，EP/SiC20%~EP/SiC30%涂层的质量损失（0.0317~0.0250 g）开始超过对应EP/HBP-SiC涂层（0.0284~0.0124 g）。尤其是EP/HBP-SiC30%涂层，其平均磨损质量损失降至0.0124 g，为所有样品中最低，SEM图像也显示其表面磨损痕迹最浅、磨屑最少。

这一结果表明，超支化改性通过强化填料与树脂的界面交联，有效提升了填料在树脂基体中的分散均匀性，从而将无机填料的最大有效添加量从20%提升至30%。

图3和图4分别给出了EP/HBP-SiC和EP/SiC系列涂层经高温高压CO₂腐蚀测试后的Nyquist图、Bode阻抗图及相位角图。在EIS分析中，Nyquist图中容抗弧半径越大、低频阻抗模值（|Z|₀.₀₁Hz）越高，代表涂层的屏障性能越优异。

图3.不同类型EP/HBP -SiC涂层经高温高压腐蚀试验后的EIS测试结果：(a) 尼奎斯特图，(b) 博德图，(c) 相位角图

就EP/HBP-SiC系列涂层而言（图3），随HBP-SiC添加量的增加，低频阻抗模值呈显著上升趋势，各样品的|Z|₀.₀₁Hz均超过10⁸Ω·cm²。其中，EP/HBP-SiC30%涂层的|Z|₀.₀₁Hz高达1.15×10¹⁰Ω·cm²，是纯环氧涂层的约两个数量级，在所有样品中表现最优。其Nyquist图呈现大半径容抗弧，Bode图中低频阻抗曲线接近水平，低频相位角持续保持在70°以上，表明该涂层在腐蚀测试后仍具有高电阻特征，屏障层完整性保持良好。

图4.不同类型EP/碳化硅涂层经高温高压腐蚀试验后的EIS测试结果：(a) 尼奎斯特图，(b) 博德图及 (c) 相位角图

相比之下，EP/SiC系列涂层（图4）的腐蚀行为则存在明显异常。SiC添加量超过20%后，容抗弧半径急剧缩小，高频相位角显著下降，|Z|₀.₀₁Hz大幅降低，涂层屏障性能急剧劣化。以EP/SiC30%涂层为例，其防护性能最差，已基本丧失对金属基底的保护能力。

值得特别关注的是，EP/SiC5%~EP/SiC15%涂层在EIS结果中显示出较高的阻抗特征，但结合图5中的SEM形貌来看，涂层表面及涂层-基底界面处存在大量孔洞和腐蚀产物。进一步分析表明，这种高阻抗并非源于涂层自身优异的屏障性能，而是腐蚀产物在部分孔洞中的堆积堵塞了腐蚀介质的渗透通道，从而间接导致阻抗值升高。因此，SiC添加量低于20%的涂层实际上并不具备真正意义上的优异耐腐蚀性能。

图5.（a1, a2, a3）EP/SiC5%, (b1, b2, b3）EP/SiC10%及（c1, c2,c3）EP/SiC15%涂层经高温高压腐蚀测试后的涂层表面SEM图像

图6~8分别展示了EP纯环氧涂层、EP/HBP-SiC30%涂层及EP/SiC30%涂层经腐蚀测试后的表面、涂层-基底界面及截面SEM图像，三者形成了鲜明对比。

图6.高温高压腐蚀测试后EP涂层表面（a1, a2, a3）、涂层-基底界面（b1, b2, b3）及涂层横截面（c1, c2, c3）的SEM图像

纯EP涂层（图6）表面遍布腐蚀坑，部分区域可见明显腐蚀产物，涂层-基底界面粗糙且存在大量孔洞，截面致密性差，缺陷明显。EP/SiC30%涂层（图8）情况最为严峻，涂层表面发生大面积剥离，界面处充斥大量腐蚀产物，截面可见贯通性孔洞，涂层已完全失效——这与其高浓度下填料严重团聚、界面粘结力不足直接相关。

图7.经高温高压腐蚀测试后，EP/HBP -SiC30%涂层的涂层表面（a1, a2, a3）、涂层-基底界面（b1, b2, b3）及涂层横截面（c1, c2, c3）的 SEM 图像

EP/HBP-SiC30%涂层（图7）则表现出截然不同的结果：涂层表面仅出现轻微腐蚀，绝大部分区域保持相对平整；涂层-基底界面处的腐蚀产物量极少；截面致密均匀，几乎未见明显孔洞。

与同等添加量的未改性SiC涂层横截面相比，HBP-SiC系列涂层在20%添加量及以上时，界面致密度明显更高。这说明超支化聚合物表面的羧基与环氧树脂发生了有效的交联反应，不仅提升了涂层内部的结构致密性，还延长了腐蚀介质的渗透路径，从多个维度增强了涂层对高温高压腐蚀环境的抵抗能力。

图8.经高温高压腐蚀测试后EP/SiC30%涂层的涂层表面（a1, a2, a3）、涂层-基底界面（b1, b2, b3）及涂层横截面（c1, c2, c3）的SEM图像

该研究以柠檬酸和三羟甲基丙烷为原料，通过一步法合成了富含羟基和羧基的超支化聚合物，并将其共价接枝至SiC填料表面，制备了HBP-SiC功能性填料，系统考察了其对环氧复合涂层在高温高压CO₂腐蚀环境下防护性能的影响。

实验结果表明，EP/HBP-SiC30%涂层综合性能最优：经高温高压腐蚀测试后，其低频阻抗模值高达1.15×10¹⁰ Ω·cm²，较纯环氧涂层提升约两个数量级；平均磨损质量损失仅为0.0124 g，为所有样品最低。分子动力学模拟进一步表明，EP/HBP-SiC30%涂层具有较高的计算密度(约1.50 g/cm³)，对Cl⁻、CO₂和H₂O的自由体积分数和扩散系数均处于较低水平，模拟结果与实验结果高度吻合。

超支化改性提升涂层防护性能的核心机制在于：末端活性基团与SiC表面硅羟基形成共价键，有效降低填料表面能并抑制团聚；填料表面官能团在固化过程中与环氧树脂及固化剂发生多维度交联反应，构建致密的三维网络结构；均匀分散的HBP-SiC填料填充了涂层内部空隙，显著延长了腐蚀介质的渗透路径并降低了自由体积分数。

该研究为超支化改性无机填料在高性能防腐涂层领域的工程化应用提供了重要的理论依据。