图1(a) 为Ba_1-xSr_xZr_0.1Ce_0.7Y_0.1Yb_0.1O_3-δ电解质粉体在1100℃煅烧8 h后的XRD谱图。从图中可以看到Ba_1-xSr_xZr_0.1Ce_0.7Y_0.1Yb_0.1O_3-δ所有特征峰均与BaCeO₃钙钛矿正交结构相一致(PDF#82-2425)，表现出5个主要的衍射信号面，即(211)，(022)，(213)，(422)和(611)面，1100℃煅烧后的XRD谱图证实了其主相为钙钛矿相 [8] 。BSZCYYb75衍射角2θ在20˚附近出现SrCeO₃峰，说明Sr含量超出结构固溶度的最大值，从而析出SrCeO₃相。因此，为避免产生过多的SrCeO₃相，Sr掺杂量应小于0.5。此外，BZCYYb的峰出现分裂现象，可能是因为钙钛矿相的结构变化 [9] 。为进一步研究Sr对BZCYYb晶体结构的影响，将XRD局部放大。从 图1(b) 扫描角度为26˚~34˚范围内的XRD局部放大图可以看出，随着Sr含量增加，XRD特征峰向大角度偏移，峰向大角度方向的移动与晶格收缩相对应，这是由于掺入Sr的离子半径(1.44 Å)小于Ba的离子半径(1.61 Å)，当Sr²⁺取代晶格中的Ba²⁺后，导致原来Ba²⁺的位置晶格参数变小，晶面间距变小，由衍射公式2dsinθ = nλ可知，衍射峰向高角度偏移说明了Sr²⁺成功掺入到了BZCYYb晶格中。

钙钛矿型氧化物ABO₃的结构稳定性一般由容差因子t来预测，容差因子越高，稳定性越好。当容差因子t在0.8~1.0之间时，钙钛矿型结构具有较好的稳定性 [10] 。 $t=\left(r_{\text{A}}+r_{\text{O}}\right)/\left[\sqrt{2}\left(r_{\text{B}}+r_{\text{O}}\right)\right]$， $r_{\text{A}}=\left(1-x\right)r_{{\text{Ba}}^{\text{2+}}}+x{r}_{{\text{Sr}}^{\text{2+}}}$， $r_{\text{B}}=0.7r_{{\text{Ce}}^{4+}}+0.1r_{{\text{Zr}}^{4+}}+0.1r_{{\text{Y}}^{3+}}+0.1r_{{\text{Yb}}^{3+}}$，r_A，r_B，r_O分别表示A，B，O的离子半径。容差因子t根据以下离子半径计算Ba²⁺(1.61 Å)，Sr²⁺(1.44 Å)，Ce⁴⁺(0.87 Å)，Zr⁴⁺(0.72 Å)，Y³⁺(0.90 Å)，Yb³⁺(0.99 Å)。 表1 给出了S_r掺杂量对BZCYYb容差因子的变化规律。可以观察到，结构稳定依赖于S_r的掺杂含量x。Ba_1-xSr_xZr_0.1Ce_0.7Y_0.1Yb_0.1O_3-δ的容差因子t随着S_r含量增加而减小，这是由于S_r的离子半径小于Ba的离子半径。同时容差因子始终维持在0.8~1.0之间，说明Ba_1-xSr_xZr_0.1Ce_0.7Y_0.1Yb_0.1O_3-δ钙钛矿结构稳定。

图2 为不同温度烧结4 h后Ba_1-xSr_xZr_0.1Ce_0.7Y_0.1Yb_0.1O_3-δ的径向收缩率随Sr掺杂量的变化规律。 图2 显示，Ba_1-xSr_xZr_0.1Ce_0.7Y_0.1Yb_0.1O_3-δ电解质的径向收缩率随Sr掺杂量从0增至0.5时，收缩率大幅度提升，1400℃时BSZCYYb50径向收缩率达到最大为23.28%，这一现象可归因于Sr²⁺进入BZCYYb晶格引起较大的晶格畸变能，增强了晶界迁移驱动力，从而提高烧结活性。从图中还可以看出，Sr掺杂量从0至0.25范围内的斜率比0.25到0.5范围内的斜率大，说明少量Sr掺杂就可以较为明显的改善烧结活性，同时1350℃的BSZCYYb25径向收缩率为21.13%，致密度达到95.7%，此条件下的电解质已经收缩致密。然而，当Sr掺杂量高于0.5时，径向收缩率出现下降趋势，这是因为Sr²⁺可能存在于晶格间隙或形成SrCeO₃相，阻碍致密化进程。

烧结温度对不同样品收缩率的影响呈现较大差异性。其中未掺杂的BZCYYb受烧结温度影响较大，在1300℃~1400℃范围内，收缩率由12.59%提升至21.60%，说明在此温度范围下烧结温度是影响致密度的主要因素。然而，BSZCYYb50的径向收缩率在1300℃~1400℃范围内没有明显变化，致密度均高于95.0%，表明材料在1300℃已接近理论密度，进一步升温对致密化贡献有限。

固体氧化物燃料电池的性能高度依赖电解质的离子传导特性。本研究采用电化学阻抗谱分析了Ba_1-xSr_xZr_0.1Ce_0.7Y_0.1Yb_0.1O_3-δ电解质的电学行为。典型的离子导体阻抗谱由高、中、低频三个特征弧组成，分别对应晶粒极化，晶界极化和电极极化过程。各过程的弛豫时间常数差异导致其响应信号分布于不同频率区间。然而，受测试样品、测试温度及仪器频率的限制，部分频段信号可能发生重叠或未被完整捕获，使得三个特征弧可能不会被同时观察到 [11] 。为明确各过程的贡献，选取BSZCYYb25的阻抗谱进行等效电路图与弛豫时间分布(DRT)联合分析。其中CPE (恒相位元件)用于描述非理想电容行为。

图3(a) 显示，1350℃烧结的BSZCYYb25电解质在300℃湿空气中的阻抗谱呈现双圆弧特征。第一段圆弧的电容值C₁为2.02 × 10⁻⁹ F，时间常数τ₁为4.99 × 10⁻⁶ S，对应DRT中的P₁峰，归属为晶界传导过程。晶界电阻(R_gb)为中频端与高频端截距之差，晶粒电阻(R_b)可以用晶界弧在高频端的截距来表示。第二段圆弧C₂为8.43 × 10⁻⁷ F，对应电极极化过程，因研究重点为电解质本征性能，未进一步细分电极过程贡献。 图3(b) 显示，测试温度为400℃，阻抗谱简化为单圆弧特征，DRT分析显示两特征峰τ₁ = 1.38 × 10⁻⁵ S，τ₂ = 1.25 × 10⁻¹ S，对应电容值C₁ = 1.36 × 10⁻⁷ F，C₂ = 1.22 × 10⁻⁴ F，均属电极过程范畴。此时，晶界过程因弛豫时间缩短而向高频区移动，导致晶粒与晶界电阻无法分离。电解质总电阻(R_tot = R_b + R_gb)由电极弧高频截距直接获取。

图4 显示，经1350℃烧结的Ba_1-xSr_xZr_0.1Ce_0.7Y_0.1Yb_0.1O_3-δ在湿空气气氛中400~700℃测试温度下表现出的电导率随Sr掺杂量变化的规律。当掺杂量从0增至0.25时，700℃下的电导率由6.60 × 10⁻³ S·cm⁻¹ (BZCYYb)提升至18.77 × 10⁻³ S·cm⁻¹ (BSZCYYb25)。此现象可归因于Sr掺杂导致晶格畸变，容差因子由0.938降低为0.924。Sr取代A位的Ba导致晶格间隙增大，有利于离子传导。同时改善电解质烧结活性，提高致密度。然而，当掺杂量高于0.25时，电导率随Sr含量增加而下降。一方面，随着Sr掺杂量增加，SrCeO₃相含量越来越高，晶格畸变能累积，进一步加剧载流子散射效应。另一方面，有文献报道掺杂SrCeO₃的电导率比掺杂BaCeO₃的电导率低 [12] ，从图中也可看出，SZCYYb的电导率均低于BZCYYb。上述结果表明，少量Sr掺杂可以提高BZCYYb电导率，继续提高Sr含量会导致电导率下降。

如 图5 所示，在400~700℃范围内，Ba_1-xSr_xZr_0.1Ce_0.7Y_0.1Yb_0.1O_3-δ的电导率遵循阿伦尼乌斯关系：

$\sigma T=A\exp \left(-\frac{Ea}{KT}\right)$ (2)

式中，A为指前因子，K为玻尔兹曼常数，T为热力学温度，Ea为活化能。通过线性拟合，获得BZCYYb，BSZCYYb25，BSZCYYb50，BSZCYYb75，SZCYYb样品的活化能分别为0.56，0.59，0.62，0.63，0.64 eV。材料中的导电现象可以用缺陷模型来解释，Y与Yb掺杂产生氧空位( ${\text{V}}_{\text{O}}^{··}$)，在潮湿条件下，发生水合反应生成氢氧化物缺陷( ${\text{OH}}_{\text{O}}^{·}$)，质子通过 ${\text{OH}}_{\text{O}}^{·}$位点通过旋转–跳跃到临近的氧离子位点，从而使材料表现出质子导电性 [13] 。随Sr掺杂量增加，活化能从0.56 eV升至0.64 eV，与文献报道Ba_1-xSr_xCe_0.65Zr_0.25Nd_0.1O_3-δ电解质活化能范围一致 [14] 。