本文以电熔镁砂、电熔镁铝尖晶石、金属Al粉、Zn粉和鳞片石墨为主要原料、以热固性酚醛树脂为结合剂，制备了Al/Zn复合低碳MgO-Al2O3-C材料，研究了金属Al/Zn对低碳MgO-Al2O3-C材料高温机械性能、抗氧化性影响以及它们与物相组成和显微结构的关系。　　研究了在埋碳加热过程中Al/Zn复合低碳MgO-Al2O3-C材料热态抗折强度及结构的变化。结果表明：加入Al（2 wt％~6 wt%）和Al/Zn（4 wt%~6 wt%）可以提高该材料的热态抗折强度，在高温阶段尤其显著；在1400℃时，热态抗折强度从2 MPa（未加金属的试样）提高到16~33 MPa（Al/Zn加入量为4 wt%~6 wt%）。Al复合低碳MgO-Al2O3-C材料的热态抗折强度的变化可划分为三段：（1）200~800℃，强度降低；（2）800~1200℃，强度提高；（3）1200~1400℃，强度快速提高。Al的最佳加入量为4 wt%。Al/Zn复合低碳MgO-Al2O3-C材料的热态抗折强度也可划分为三段：（1）200~600℃，强度降低；（2）600~1000℃，强度提高；（3）1000~1400℃，强度快速提高。Al/Zn复合的最佳加入量为Al4 wt%、Zn1 wt%。　　加入Al后，试样在900℃和1000℃时原位反应生成了粒状Al4C3和纤维状AlN。到1200℃时AlN发育长大呈针状，分布在方镁石骨架中，使材料的结合方式由原来的碳结合为主（200~800℃）开始转变为非氧化物结合。而Al/Zn复合加入时，在600℃出现Al-Zn熔融液相，液相中的Al分别与C、N2反应，生成Al4C3和AlN，Zn在反应中起到了催化作用；其反应温度比单加Al时的分别降低了200℃和100℃，且使材料开始转变为非氧化物结合的温度降低，从单加Al的1200℃降低至1000℃。反应生成了大量纤维状AlN晶体，Zn加入量（在0.5 wt%~2 wt%范围内）越多，AlN晶体就越细。它们交叉连锁形成网络，分布在方镁石骨架内，起到了增强增韧的作用，提高了试样的热态抗折强度。　　在低碳MgO-Al2O3-C材料中加入Al（2 wt%~6 wt%）和Al/Zn（4 wt%~6 wt%）后，试样经受热震试验后（△T=1100℃，风冷）原位生成了AlN纤维，起到了增韧作用，提高了试样的抗热震性。风冷一次后，残余强度保持率从60%（未加金属的试样）提高到62~79%（Al/Zn2 wt%~6 wt%）；风冷三次后，残余强度保持率从48%（未加金属的试样）提高到66~95%（Al/Zn2 wt%~6 wt%）。　　研究Al/Zn复合低碳MgO-Al2O3-C材料在1500℃的抗氧化性和显微结构，结果表明：加入Al和Al/Zn可以提高该材料在空气中的抗氧化性。未加入Al粉时，试样全部被氧化。加入Al粉后，氧化层厚度随Al加入量的增加（2 wt%~6 wt%）而减薄。在加4 wt%Al的基础上再加入Zn（0.5 wt%~2 wt%）后，试样的抗氧化性又有显著改善。加入0.5 wt%Zn时氧化层厚度为0.8 mm，加入1 wt%~2 wt%Zn时，氧化层厚度为0.3~0.4 mm。　　试样MCA0（未加金属）、MCA4（Al4 wt%）和MCA4Z1（Al/Zn5 wt%）在1500℃下分别经3、6和9小时氧化后，其常温物理性能和高温机械性能发生了较大的变化。氧化3小时后，三种试样的体积密度、常温抗折强度和高温抗折强度衰减最大；氧化3~9小时后，衰减变缓。显气孔率的增加也符合这个规律。氧化9小时后，试样的常温抗折强度和高温抗折强度均符合以下次序：试样MCA4Z1>试样MCA4>试样MCA0。试样MCA4和MCA4Z1在氧化最初的3小时内，残余强度保持率增加了约15%，继续延长氧化时间到9小时，残余强度保持率开始降低，但始终高于未氧化试样。　　加入Al和Al/Zn能显著改善低碳MgO-Al2O3-C材料在1500℃抗氧化性的原因是：加入Al粉后，试样的孔隙内生成了MA尖晶石，堵塞气孔，阻止了氧气的进入。而复合加入Al/Zn时，不仅孔隙内有原位生成尖晶石堵塞气孔，更能阻止氧气进入的是试样的氧化层和原砖层交界处生成的MgO致密层；该致密层产生的原因是：Zn具有较高活性，高温下它与砖内产生的还原性气体共同还原MgO生成 Mg(g)，Mg(g)向试样外部扩散，遇到氧气后生成 MgO，沉积在试样的孔隙中。　　根据实验室研究结果，开发了Al/Zn复合低碳MgO-Al2O3-C钢包渣线砖，其热态抗折强度、抗热震性和抗氧化性等明显优于高碳镁碳渣线砖；该砖在某钢厂210 t精炼比为15%的钢包渣线进行了试用，使用寿命为45炉次，计算其平均蚀损率为3.1 mm/炉，比钢厂现用的高碳镁碳砖低0.3 mm/炉，初见成效。