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传统的8mol.%Y2O3-ZrO2(8YSZ)电解质不适合在中温范围(773–1073K)内使用，探索新型的中温电解质材料是固体氧化物燃料电池研究的重中之重。近年来，具有钙钛矿结构的掺杂BaZrO3和BaCeO3材料倍受研究人员的青睐。但是，掺杂BaZrO3的电导率较低，而掺杂BaCeO3的化学稳定性较差，这些都是亟待解决的重要问题。本文通过阳离子掺杂BaMO3及复合化等方法开发新型中温电解质材料，研究其组织结构与电学性能和化学稳定性之间的关系，以期能够提高掺杂锆酸钡材料的电导率和铈酸钡材料的化学稳定性。本文采用高温固相法在1973K下无压烧结制备出掺杂BaMO3及复合电解质材料。通过XRD、SEM、EDX、Raman和FT-IR等方法研究了其组织结构，采用交流阻抗谱测试了不同材料在723至1073K温度范围内在空气和不同H2O-H2气氛中的电阻，进而计算了其电导率、指前因子和活化能。并优选出电学性能良好的材料，测试了其在水蒸汽和CO2中的化学稳定性。纯相的BaZrO3陶瓷和BaCeO3陶瓷的电导率较低，不具备电解质材料的传导性能要求。在1073K下BaZrO3陶瓷在4%H2O-H2中的电导率为1.00×10–4S·cm–1，在空气中的电导率为1.43×10–4S·cm–1；而BaCeO3陶瓷在1073K下4%H2O-H2中的电导率为1.56×10–3S·cm–1，在空气中的电导率为4.91×10–3S·cm–1。BaZr1–xDyxO3–δ电解质为立方结构。随Dy2O3掺杂量的增加，晶格常数、晶胞体积和晶粒尺寸依次增大。BaCe0.85Ln0.15O3–δ (Ln=Gd, Y, Yb)陶瓷为正交结构，随掺杂阳离子Ln3+半径的减小，晶格常数、晶胞体积和晶粒尺寸变小，晶格中没有产生缺陷缔合。而通过掺杂In3+或Ti4+制备出的两种BaCe0.80–yZryIn0.05Y0.15O3–δ-Y2O3和BaCe0.80–yZryTi0.05Y0.15O3–δ-Y2O3复合电解质在主相正交晶格中产生了缺陷缔合。有效掺杂浓度和晶界电阻对BaZr1–xDyxO3–δ陶瓷的电导率有重要影响。当Dy3+掺杂量为x=0.10时BaZr1–xDyxO3–δ具有高的电导率，其在1073K下4%H2O-H2中的电导率为7.90×10–3S·cm–1，空气中的电导率为7.31×10–3S·cm–1。BaCe0.85Y0.15O3–δ和BaCe0.85Gd0.15O3–δ在773K下4%H2O-H2和空气中的电导率均超过了0.01S·cm–1。BaCe0.85Y0.15O3–δ陶瓷在1073K下4%H2O-H2和空气中的电导率分别为4.47×10–2S·cm–1和4.51×10–2S·cm–1。在773K下，BaCe0.85Y0.15O3–δ-Y2O3复合电解质在4%H2O-H2中的电导率为1.32×10–2S·cm–1，在空气中的电导率为1.29×10–2S·cm–1。在1073K下4%H2O-H2和空气中的电导率均为4.72×10–2S·cm–1。B位掺杂Y3+和Gd3+促进了适量有效氧空位的形成，显著提高了BaMO3及其复合电解质的电导率。向Ce4+位掺杂三价的In3+会产生更多的氧空位，多出的氧空位没有增加有效掺杂浓度而是形成了微量缺陷缔合，使得BaCe0.80–yZryIn0.05Y0.15O3–δ-Y2O3的电导率低于BaCe0.85–xZrxY0.15O3–δ-Y2O3。掺杂较小离子半径的Ti4+使得BaCe0.80–yZryTi0.05Y0.15O3–δ-Y2O3也产生了缺陷缔合，降低了电导率。BaCe0.80Zr0.05Y0.15O3–δ-Y2O3复合电解质在1073K下4%H2O-H2中的电导率为4.23×10–2S·cm–1，在空气中的电导率为4.16×10–2S·cm–1。BaCe0.85Y0.15O3–δ陶瓷在水蒸气环境下加热形成了Ba(OH)28H2O、CeO2和BaCO3相。延长加热时间，表面逐步被针棒状BaCO3反应产物所覆盖。同BaCe0.85Y0.15O3–δ陶瓷相比，BaCe0.85–xZrxY0.15O3–δ-Y2O3复合电解质在水蒸汽中具有更好的化学稳定性。添加第二相Y2O3颗粒或掺杂Zr4+有效地抑制Ba(OH)28H2O和BaCO3的形成，提高了复合电解质在水蒸汽中的化学稳定性。BaCe0.85Y0.15O3–δ陶瓷在873和1073K下CO2气氛中加热表面形成条棒状BaCO3。BaCe0.85–xZrxY0.15O3–δ-Y2O3复合电解质在CO2气氛中加热具有比BaCe0.85Y0.15O3–δ陶瓷更好的化学稳定性。添加第二相Y2O3或掺杂Zr4+可有效抑制BaCO3的形成，提高了其在CO2气氛中的化学稳定性。