1.本发明涉及陶瓷磨具技术领域，具体涉及一种陶瓷结合剂及其制备方法和陶瓷结合剂磨具。
背景技术：
2.作为磨削材料，在磨削过程中具有较高强度的陶瓷结合剂对磨具的安全性和完整性起着至关重要的作用。陶瓷模具中，陶瓷结合剂构成基体与骨架，负责提高其强度和把持磨料。具体地，包括1.把磨粒粘结在一起，做成各种形状的砂轮；2.使砂轮固结后，能承受一定的磨削力和回转切线应力，具有足够的回转强度；3.使表面磨粒磨钝后，受外力作用能产生不同的自动脱落能力，即制成各种硬度，工作时产生自锐作用。因此，陶瓷结合剂的选择对砂轮产品质量特别是强度、硬度有着至关重要的影响。因此，陶瓷磨具的产品性能主要决定于性能良好的陶瓷结合剂。
3.目前，现有技术中的陶瓷结合剂品种繁多，有粘土-长石类、粘土-长石-硼玻璃类、粘土-长石-滑石类、硼玻璃-石英-纯碱类等。但对制造高速陶瓷砂轮等磨具时，普遍存在强度不过关、质量不稳定等问题，其主要原因在于结合剂在高温烧成时形成的液相不够、耐火度偏高。
4.随着科学技术的进步，一些非金属黏土矿物以其优异的性能在某些领域的应用高速发展，有些甚至可以取代金属材料。而在磨料磨削的加工中，为了得到性能优良的制品，对陶瓷结合剂也提出了更高的要求。陶瓷结合剂是一种微晶玻璃状态物质，由低熔点玻化材料制成，主要作用是将微小的磨料粘接起来，和磨料颗粒混合包覆，提高磨具的强度，延长磨具的使用寿命。
5.现用的陶瓷结合剂主要为玻璃或陶瓷，因此存在烧结温度高、强度低的问题，导致制备的磨具抗冲击韧性较低、硬度不均匀、废品率高等缺点，极大的限制了其在磨料磨削加工中的应用，同时在实际生产过程中，传统的陶瓷结合剂导热性能较差且烧结温度高，能耗高，污染环境，结合剂强度不稳定，也违背了现在倡导的低碳经济发展和绿色经济发展，而采用低温烧结得到的陶瓷结合剂密度一般都较低，综合性能差。
6.因此，现有技术中通过添加膨润土来降低结合剂的整体耐火度使结合剂在高温烧结时反应更充分，添加量相对都比较低，一般在5～20％，且一般不超过20％，其主要作用是用于替代部分粘土来降低烧结温度，添加量过大时会降低陶瓷结合剂的密度影响磨具强度。
7.例如，中国发明专利cn104446404 a公开了一种高强度陶瓷结合剂，本发明除添加了长石和粘土外，还添加了5-15份的膨润土，利用膨润土的低耐火度降低结合剂的整体耐火度，使其高温烧成时反应更充分，但是采用该法制备的陶瓷结合剂，硬度高，但是把持力不足，在使用过程中磨粒易脱出，导致模具的强度不稳。
8.显然，陶瓷结合剂的强度除了其自身的强度外，还包括陶瓷结合剂对磨粒的把持力也一样重要，也就是陶瓷结合剂与磨粒的结合力，陶瓷结合剂必须能形成十分牢固的结
合剂桥梁方能更直接地体现磨具的高硬度。中国发明专利cn 107935556 a公开了一种纳米陶瓷结合剂的制备方法，该专利提供了一种高温烧结陶瓷结合剂的方法，程序升温并1400℃高温烧结后对熔融料进行水淬处理，再加入纳米氮化钒/氮化铬来提高结合剂的硬度、导热性能，最后采用微波烧结法降低结合剂的热应力，避免开裂。但使用该方法制得的陶瓷结合剂，由于纳米氮化钒/氮化铬的加入，硬度足够，把持力强。可见，现有技术，需要通过高温烧结来保证陶瓷结合剂的把持力和强度。
技术实现要素：
9.本发明的目的是提供一种陶瓷结合剂及其制备方法和陶瓷结合剂磨具，将无机黏土矿物加入到陶瓷结合剂中，降低烧结温度，提高陶瓷结合剂强度和把持力。
10.为实现上述的目的，本发明提供了一种采用膨润土制备陶瓷结合剂的方法，将无机黏土矿物膨润土作为烧结助剂加入到陶瓷结合剂中。
11.具体地，一种陶瓷结合剂，包括烧结助剂；所述烧结助剂为添加有碱土金属氧化物的膨润土，所述碱土金属氧化物为氧化钙和/或氧化镁；其中，以质量百分比计，所述碱土金属氧化物的总量占膨润土总量的2～12.5％。
12.进一步地，所述氧化镁通过碳酸镁分解得到。
13.进一步地，所述陶瓷结合剂的原料包括膨润土、氧化铝、氧化硼、氧化钙和碳酸镁；其中，碳酸镁与氧化钙的质量比为1:0.5～6。
14.进一步地，以质量百分比计，包括膨润土40～70份，碳酸钠0.4～0.7份，氧化铝2～8份，氧化硼10～30份，碳酸锂5～10份，碳酸镁0.5～2份，氧化钙1～3份。
15.进一步地，述膨润土中蒙脱石含量为60～86％，吸蓝量为25～32g/100g。
16.为了解决上述技术问题，本发明还提供了另一个技术方案：
17.一种制备上述的陶瓷结合剂的方法，将膨润土、碳酸钠、氧化铝、氧化硼、碳酸锂、碳酸镁、氧化钙混合均匀后，加热，并升温至800～900℃，预熔后水淬工艺处理。
18.进一步地，混合物程序升温至800～900℃，并预熔4～5h。
19.进一步地，所述程序升温的升温速率为15℃/min。
20.进一步地，制备陶瓷结合剂的方法，至少可以包括以下步骤：
21.(1)以重量份计，称取膨润土40～70份，碳酸钠0.4～0.7份，氧化铝2～8份，氧化硼10～30份，碳酸锂5～10份，碳酸镁0.5～2份，氧化钙1～3份均匀混合；
22.(2)将步骤(1)中的混合原料在马弗炉中以15℃/min的速率升温到800～900℃预熔4～5h，然后水淬处理，形成絮状物，即为所述陶瓷结合剂的基础料；
23.(3)将步骤(2)中水淬后的絮状物在烘箱中100℃烘干，冷却至室温、粉碎、研磨，200目筛分，制得低熔高强的陶瓷结合剂。
24.采用上述技术方案得到的陶瓷结合剂具有低密、高强、与金刚石接近的膨胀系数等优点，采用该陶瓷结合剂来制备陶瓷结合剂磨具，具有更高把持力的特点。
25.本发明原理：
26.将含有碱土金属氧化物的膨润土作为烧结助剂加入到陶瓷结合剂中。膨润土具有优良的物理化学性质，包括吸水性、溶胀性、黏结性、吸附性、催化活性、触变性、悬浮性、可塑性、润滑性和阳离子交换性等，使其作为缓释剂、吸附剂、催化剂、增稠剂、粘结剂等广泛
应用于医药、化工、食品、环境治理、新材料等多个领域，从而使得膨润土具有更高附加值和更重要的应用。膨润土的可塑性、吸附性等性能接近于粘土，但其耐火度只有600～700℃，远远低于粘土1700～1780℃的耐火度，有效降低了结合剂的整体耐火度，高温烧成时反应更充分。
27.关于烧结助剂是陶瓷烧结过程中加入的促进烧结致密化的氧化物或非氧化物。本发明采用添加了碱土金属氧化物的膨润土作为烧结助剂，来降低烧结温度。膨润土是以蒙脱石为主要矿物成分的非金属矿产，蒙脱石结构是由两个硅氧四面体夹一层铝氧八面体组成的2：1型晶体结构。碱土金属氧化物为氧化镁和/或氧化钙。
28.本发明的烧结助剂的作用原理从以下几个方面进行分析。
29.(1)与烧结物形成固溶体。当烧结助剂能与烧结物形成固溶体时，将使晶格畸变而得到活化，故可降低烧结温度，使扩散和烧结速度增大，这对于形成缺位型或填隙型固溶体尤为强烈。因此，对于扩散机理起控制作用的高温氧化物烧结过程，选择与烧结物阳离子半径相近但电价不同的烧结助剂以形成缺位型固溶体；或是选用半径较小的阳离子以形成填隙型固溶体通常会有助于烧结。
30.(2)阻止晶型转变。碳酸镁(mgco3)，熔点165℃，在350℃条件下分解，800～900℃释放二氧化碳并生成mgo。碳酸镁分解过程中释放二氧化碳，能够促使结合剂在高温烧成时体积产生膨胀，从而减少高温时的坯体收缩。同时，碳酸镁分解二氧化碳的释放使得在烧结初期时材料形成等温通道，从而使材料的内外温度均匀，实现同步加热的效果，避免结合剂内部内形成热应力导致最后压制成坯时开裂。
31.同时，氧化物在高温烧结时发生晶型转变并伴有较大体积效应，这就会使烧结致密化发生困难，并容易引起坯体开裂。这时碳酸镁高温分解产生的mgo和cao的存在能够对该体积效应加以抑制，即可促进烧结，既防止了制品开裂，又增加了晶体中空位浓度使烧结加速。
32.因此，碳酸镁的加入通过“先扩后缩”的机制来帮助结合剂实现均匀、致密的结构，提高自身的强度。
33.(3)抑制晶粒长大。由于烧结后期晶粒长大，对烧结致密化有重要作用。但若二次再结晶或间断性晶粒长大过快，又会因晶粒变粗、晶界变宽而出现反致密化现象并影响制品的显微织构。这时，可通过加入能抑制晶粒异常长大的烧结助剂，来促进致密化进程。例如上面提及的在al2o3中加入少量mgo就有这种作用。此时，mgo与al2o3形成的镁铝尖晶石分布于al2o3颗粒之间，抑制了晶粒长大，并促使气孔的排除，因而可能获得充分致密的透明氧化铝多晶体。
34.(4)产生液相。烧结时需要有适宜的液相来促进颗粒重排和传质过程。现有技术中采用高温烧结，原因在于烧结温度偏低时，陶瓷结合剂中出现的液相量较少，粘度较高，导致陶瓷结合剂流动性较差
35.本发明采用添加膨润土作为烧结助剂目的既是降低结合剂的烧结温度，且能在较低温度下产生液相以促进烧结。具体分析原理：本发明低温烧结液相的出现，一方面是作为烧结助剂的膨润土本身熔点相对较低，另一方面是膨润土能够与烧结物形成多元低共熔物。本发明中，碱土金属的存在，降低了膨润土的耐火度，为600～700℃，b2o3熔点为450℃，在b2o3中加入少量al2o3、cao和mgo(mgo来源于碳酸镁高温分解后的产物)，同时在膨润土中
含有的大量的sio2和cao/mgo混合时，从而能更有效加速烧结，形成呈玻璃态(液相态)多元的低共熔物cao-al2o
3-sio2，从而降低烧结温度，提高结合剂的流动性和抗折强度；碱土金属氧化物的存在还可以改善玻璃相的润湿性，提高陶瓷结合剂对磨料的润湿性，提高其对磨料的润湿包覆能力，即把持力。
36.三氧化铝、二氧化硅和氧化硼作为网络氧化物构成的玻璃质作为结合剂的主要成分，现有技术中的烧结温度一般为1200～1300℃，
37.本发明通过添加膨润土作为烧结助剂，三氧化铝、二氧化硅和氧化硼作为网络氧化物形成体物质的加入，将促使陶瓷结合剂的内部键强更大，网络更加紧密，网络振动降低，从而降低热膨胀系数。而氧化钙、氧化镁作为网络中间体或网络修饰体物质的加入，将会破坏陶瓷结合剂的密实网络结构，形成一个较为疏松的网络，当温度升高时，原子振动的约束力不强，使网络易发生变形，使陶瓷磨具发生自磨锐，保持一定的磨削性能。但是，网络修饰物的添加也能够导致烧结过程中烧结体的热膨胀系数变大。al2o3具有极强的共价键合作用与高的键强，可以增强结构单元之间的连接强度并促使玻璃网络结构更加紧密。
38.因此，加入越多热膨胀系数较小的物质，越能降低陶瓷结合剂的热膨胀系数，而本发明添加有大量的二氧化硅(膨润土)，使得陶瓷结合剂内部的键合力远远强于碱土金属氧化物对网络结构的破坏，从而实现了陶瓷结构的内部致密性。鉴于此，本发明中网络修饰物的添加量应当为网络氧化物总量的5～20％。添加量太大，容易导致烧结体膨胀效应过大，添加量过小使得陶瓷结合即过硬，不利于自磨锐，降低了模具的磨削性能。
39.综上可见，本发明将膨润土与mgco
3-硼玻璃(b2o3)-氧化铝-碱金属氧化物结合共同形成具有气相、液相、固相三相的烧结作用来实现物质传递，形成均匀致密结构且具有良好润湿包覆能力的结合剂。
40.从膨润土本身来说，膨润土是以蒙脱石为主要矿物成分的非金属矿产，蒙脱石结构是由两个硅氧四面体夹一层铝氧八面体组成的2：1型晶体结构，由于蒙脱石晶胞形成的层状结构存在某些阳离子，如cu、mg、na、k等，且这些阳离子与蒙脱石晶胞的作用很不稳定，易被其它阳离子交换，故具有较好的离子交换性。因此，对于膨润土而言，在800～900℃焙烧膨润土，既驱除了结构通道中的水，又不致破坏结构骨架和卷边构造，提高了吸附性能。当高温烧结后快速进行水淬处理工艺，迅速膨胀和分散，形成絮状物质，与其他有机氧化物离子紧密粘结在一起，形成致密的结构。
41.随着温度的升高，陶瓷烧结剂在烧结过程中的体积或长度而增加的现象称为热膨胀。陶瓷结合剂与金刚石磨料二者的热膨胀系数是否匹配直接影响金刚石砂轮机械强度和使用寿命。陶瓷结合剂和金刚石磨料二者的热膨胀系数若不相等或不接近，随着温度的变化二者的伸缩协调不一致，容易导致在磨削过程中金刚颗粒的脱落，降低其强度。因此，获得与金刚石具有相同或相近的膨胀系数的陶瓷烧结剂是提高陶瓷烧结剂把持力的重要途径之一。
42.由于上述技术方案运用，本发明与现有技术相比具有下列优点：
43.1.本发明将含有碱土金属氧化物的黏土矿物膨润土作为烧结助剂加入到陶瓷结合剂的制备工艺中，有利于降低烧结温度，提高陶瓷结合剂的强度，提高生产效率，降低成本，突破制备陶瓷结合剂的传统工艺技术，同时也扩大了黏土矿物膨润土的应用范围，该方法也可以进行大规模推广。
44.2.添加碳酸镁，利用其高温分解产生气体形成气相传质作用，使结合剂坯体在烧结过程中形成气-液-固三相传质作用，降低烧结过程中的比表面积，降低烧结过程中坯体的收缩，辅助膨润土在低温下烧结制得高强度的陶瓷结合剂工艺的实现。
45.3.本发明通过添加膨润土作为烧结助剂，氧化铝、二氧化硅和氧化硼作为网络氧化物形成体物质的加入，促使陶瓷结合剂的内部键强更大，网络更加紧密，网络振动降低，从而降低热膨胀系数，使之更接近金刚石的热膨胀系数，同时氧化铝具有极强的共价键合作用与高的键强，可以增强结构单元之间的连接强度并促使玻璃网络结构更加紧密，从而形成高密的陶瓷结合剂坯体。
具体实施方式
46.本发明将无机黏土矿物膨润土作为烧结助剂加入到陶瓷结合剂的制备技术中，旨在利用黏土矿物膨润土优良的性能，降低陶瓷结合剂的烧结温度，提高陶瓷结合剂的强度。
47.下面结合本发明的具体内容，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明的保护范围。
48.实施例1
49.(1)称取膨润土40g，碳酸钠0.4g，氧化铝5g，氧化硼20g，碳酸锂8g，碳酸镁1g，氧化钙2g，混合研磨均匀，过200目筛，在马弗炉中以15℃/min的速率升温到800℃，并预熔4h。
50.(2)将步骤(1)中的预熔后的混合原料水淬工艺处理得到絮状产物。
51.(3)将絮状的产物在100℃左右烘干、冷却至室温、粉碎、研磨，200目筛分，制得具有低熔高强的陶瓷结合剂的材料。
52.实施例2
53.(1)称取膨润土40g，碳酸钠0.4g，氧化铝5g，氧化硼20g，碳酸锂8g，碳酸镁1g，氧化钙2g，混合研磨均匀，过200目筛，在马弗炉中以15℃/min的速率升温到835-850℃，并预熔4h。
54.(2)将步骤(1)中的预熔后的混合原料水淬工艺处理得到絮状产物。
55.(3)将絮状的产物在100℃左右烘干、冷却至室温、粉碎、研磨，200目筛分，制得具有低熔高强的陶瓷结合剂的材料。
56.实施例3
57.(1)称取膨润土50g，碳酸钠0.5g，氧化铝5g，氧化硼20g，碳酸锂8g，碳酸镁1g，氧化钙2g，混合研磨均匀，过200目筛，在马弗炉中以15℃/min的速率升温到835-850℃，并预熔4.4h。
58.(2)将步骤(1)中的预熔后的混合原料水淬工艺处理得到絮状产物。
59.(3)将絮状的产物在100℃左右烘干、冷却至室温、粉碎、研磨，200目筛分，制得具有低熔高强的陶瓷结合剂的材料。
60.实施例4
61.(1)称取膨润土70g，碳酸钠0.7g，氧化铝5g，氧化硼20g，碳酸锂8g，碳酸镁1g，氧化钙2g，混合研磨均匀，过200目筛，在马弗炉中以15℃/min的速率升温到835-850℃，并预熔
4.4h。
62.(2)将步骤(1)中的预熔后的混合原料水淬工艺处理得到絮状产物。
63.(3)将絮状的产物在100℃左右烘干、冷却至室温、粉碎、研磨，200目筛分，制得具有低熔高强的陶瓷结合剂的材料。
64.实施例5
65.(1)称取膨润土70g，碳酸钠0.7g，氧化铝5g，氧化硼20g，碳酸锂8g，碳酸镁1g，氧化钙2g，混合研磨均匀，过200目筛，在马弗炉中以15℃/min的速率升温到900℃，并预熔5h。
66.(2)将步骤(1)中的预熔后的混合原料水淬工艺处理得到絮状产物。
67.(3)将絮状的产物在100℃左右烘干、冷却至室温、粉碎、研磨，200目筛分，制得具有低熔高强的陶瓷结合剂的材料。
68.实施例6
69.(1)称取膨润土40g，碳酸钠0.4g，氧化铝5g，氧化硼20g，碳酸锂8g，碳酸镁0.5g，氧化钙1g，混合研磨均匀，过200目筛，在马弗炉中以15℃/min的速率升温到800℃，并预熔4h。
70.(2)将步骤(1)中的预熔后的混合原料水淬工艺处理得到絮状产物。
71.(3)将絮状的产物在100℃左右烘干、冷却至室温、粉碎、研磨，200目筛分，制得具有低熔高强的陶瓷结合剂的材料。
72.实施例7
73.(1)称取膨润土40g，碳酸钠0.4g，氧化铝5g，氧化硼20g，碳酸锂8g，碳酸镁2g，氧化钙3g，混合研磨均匀，过200目筛，在马弗炉中以15℃/min的速率升温到800℃，并预熔4h。
74.(2)将步骤(1)中的预熔后的混合原料水淬工艺处理得到絮状产物。
75.(3)将絮状的产物在100℃左右烘干、冷却至室温、粉碎、研磨，200目筛分，制得具有低熔高强的陶瓷结合剂的材料。
76.实施例8
77.(1)称取膨润土40g，碳酸钠0.4g，氧化铝5g，氧化硼20g，碳酸锂8g，碳酸镁2g，氧化钙2g，混合研磨均匀，过200目筛，在马弗炉中以15℃/min的速率升温到800℃，并预熔4h。
78.(2)将步骤(1)中的预熔后的混合原料水淬工艺处理得到絮状产物。
79.(3)将絮状的产物在100℃左右烘干、冷却至室温、粉碎、研磨，200目筛分，制得具有低熔高强的陶瓷结合剂的材料。
80.实施例9
81.(1)称取膨润土40g，碳酸钠0.4g，氧化铝5g，氧化硼20g，碳酸锂8g，氧化镁1g，氧化钙2g，混合研磨均匀，过200目筛，在马弗炉中以15℃/min的速率升温到800℃，并预熔4h。
82.(2)将步骤(1)中的预熔后的混合原料水淬工艺处理得到絮状产物。
83.(3)将絮状的产物在100℃左右烘干、冷却至室温、粉碎、研磨，200目筛分，制得具有低熔高强的陶瓷结合剂的材料。
84.实施例10
85.(1)称取膨润土40g，碳酸钠0.4g，氧化铝5g，氧化硼20g，碳酸锂8g，氧化镁2g，混合研磨均匀，过200目筛，在马弗炉中以15℃/min的速率升温到800℃，并预熔4h。
86.(2)将步骤(1)中的预熔后的混合原料水淬工艺处理得到絮状产物。
87.(3)将絮状的产物在100℃左右烘干、冷却至室温、粉碎、研磨，200目筛分，制得具
有低熔高强的陶瓷结合剂的材料。
88.实施例11
89.(1)称取膨润土40g，碳酸钠0.4g，氧化铝5g，氧化硼20g，碳酸锂8g，氧化钙2g，混合研磨均匀，过200目筛，在马弗炉中以15℃/min的速率升温到800℃，并预熔4h。
90.(2)将步骤(1)中的预熔后的混合原料水淬工艺处理得到絮状产物。
91.(3)将絮状的产物在100℃左右烘干、冷却至室温、粉碎、研磨，200目筛分，制得具有低熔高强的陶瓷结合剂的材料。
92.分别称取3g实施例1-7所制备的陶瓷结合剂粉末置于金属模具中，使用nyl-500型手动油压机压制成型，以40kn的压力进行压制成型，保压时间为30s，制得标准的干坯试样。对上述干坯试样进行密度、膨胀系数、耐水性和抗折强度的试验。
93.密度根据阿基米德原理采用悬浮法测试陶瓷结合剂干坯试样的密度。
94.抗折强度的试验中使用了河北天检工程仪器有限公司制造的硬质合金弯曲强度试验机。将加压速度设定为1mm/分钟，将负载容量设定为0n～1kn，按压所制作的陶瓷结合剂磨具，将产生断裂时的压力值记录为抗折强度。
95.热膨胀系数：将干坯试样放置于马弗炉中经核化、晶化处理过的陶瓷结合剂烧结体样品用砂纸磨平。采用pey超高温卧式膨胀仪测定随着温度的升高试样的热膨胀情况，升温速度5℃/min，测试温度范围25～800℃。
96.在表1中示出实施例的各陶瓷结合剂干坯试样的密度、热膨胀系数和抗折强度的相对值。
97.表1实施例1-11的性能检测结果
[0098] 密度g/cm3热膨胀系数10-6
/℃抗折强度mpa实施例12.435.66105实施例22.465.36125实施例32.575.16140实施例42.385.74135实施例52.295.85130实施例62.485.94111实施例72.445.41129实施例82.515.84146实施例92.266.27104实施例102.226.34101实施例112.296.18100
[0099]
实施例9与实施例1相比，仅仅为氧化镁和碳酸镁的区别，实施例1添加了1g碳酸镁,碳酸镁分解后生成了0.475g氧化镁，实施例9添加1g氧化镁，但是，两者数据上来分析，抗折强度相当，实施例1的密度更高，且热膨胀系数更更低，更接近金刚石的热膨胀系数。
[0100]
进一步地，从热膨胀系数角度分析，实施例9-10与实施例1-8相比，热膨胀系数更高，也就是添加碳酸镁的实施例具有与金刚石更接近的热膨胀系数，并略高于金刚石，使得采用上述实施例中的方案制得的陶瓷结合剂制备的金刚石磨具在使用过程中，随着温度的升高或降低，二者的伸缩协调相对来说更加趋于一致，不至于使金刚石颗粒由于界面力的
作用而脱落，提高了陶瓷结合剂对金刚石颗粒的把持作用，使陶瓷结合剂金刚石磨具的性能得到提高。
[0101]
而从抗折强度角度来说，实施例1-8的强度更高，尤其是实施例3和实施例8具有更高的强度。
[0102]
实施例3分别与实施例1和2相比，陶瓷烧结剂的烧结条件为835-850℃，并预熔4.4h，碳酸镁和氧化钙质量比为1:2，碱土金属氧化物占膨润土质量的4.95％。显然835-850℃，并预熔4.4h为更佳的烧结条件，且碱土金属氧化物占膨润土质量百分比为4.95％时优于6.23％(实施例1和2)。
[0103]
实施例8与实施例1相比，碳酸镁和氧化钙质量比为1:1，且碱土金属氧化物占膨润土质量的7.4％。
[0104]
将上述的实施例1-11制得的陶瓷结合剂的材料与磨料制备成磨具，磨粒可以是如由金刚石、cbn(cubic boron nitride，立方氮化硼)、白刚玉和绿碳化硅等，还可以包括辅料塑化剂cmc。其中，陶瓷结合剂坯料为25％，磨料75％，辅料添加量为上述两个成分为100％时其添加量0.1～0.5％的。
[0105]
对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。