Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Современное состояние вопроса о повышении работоспособности инструментов, оснащенных ПСТМ на основе КНБ
1.1. Обработка сплавов на Fe- и Ni-основе инструментами, оснащенными ПСТМ на основе КНБ
1.2. Изнашивание инструмента из ПСТМ на основе КНБ
1.3. Химическое взаимодействие между инструментальным и обрабатываемым материалами в зоне резания
1.4. Пути повышения работоспособности инструментов, оснащенных ПСТМ на основе КНБ
1.5 Постановка задач исследований
Глава 2. Методика проведения исследований
2.1. Оборудование и инструменты, оснащенные ПСТМ на основе КНБ, для исследования процесса обработки. Обрабатываемые материалы
2.2. Выбор вариантов защитных покрытий на режущем инструменте
2.3. Проведение модельных экспериментов по контактному взаимодействию между материалом инструментального композита, защитного покрытия и элементами из составов обрабатываемых материалов
2.4. Электронномикроскипические исследования, микрорентгеноспектральный и фазовый анализы
2.5. Нанесение защитного покрытия Al2O3-NbN-Ti
2.6. Структура и состав покрытия на режущем инструменте
2.7. Изучение остаточных напряжений в защитных покрытиях
2.8. Работоспособность инструментов, оснащенных композитом cBN-Si3N4 и ПСТМ с защитным покрытием Al2O3-NbN-Ti при точении труднообрабатываемых сплавов
2.9. Оценка силовых напряжений в инструменте, оснащенном ПСТМ с защитным покрытием Al2O3-NbN-Ti
2.9.1. Численное моделирование силовых напряжений в инструменте с покрытием
2.9.1.1. Конечно-элементная модель и моделирование упругого состояния режущего инструмента с защитным покрытием
2.9.1.2. Задача граничных условий и физических констант для численного моделирования силовых напряжений в инструменте
2.10. Исследование элементов механики процесса резания
2.11. Определение температуры резания
2.12. Износ режущего инструмента
2.13. Шероховатость обработанной поверхности
2.14. Производственные испытания инструмента
2.15. Выводы
Глава 3. Модельные исследования физико-химического контактного взаимодействия в зоне резания при обработке Fe- и Ni-сплавов
3.1. Концепция повышения работоспособности инструмента
3.2. Изучение контактного взаимодействия металлов и их сплавов с кубическим нитридом бора
3.2.1. Взаимодействие КНБ с хромом
3.2.2. Взаимодействие смесей Ni+Cr с КНБ
3.3. Модельные исследования физикохимии контактного взаимодействия в системах (Si3N4, NbN)–(Fe-Ni-Cr)
3.3.1. Изучение контактного взаимодействия металлов и их смесей с Si3N4
3.3.2. Исследование контактного взаимодействия металлов и их смесей с NbN
3.4. Разработка представлений о механизме изнашивания инструмента при обработке Fe- и Ni-сплавов
3.5. Выводы
Глава 4. Исследование работоспособности инструмента, оснащенного композитом СBN-SI3N4 и ПСТМ с защитным покрытием
4.1. Элементы механики и теплофизики процесса резания при точении инструментом, оснащенным композитом сBN-Si3N4 и ПСТМ с защитным покрытием
4.2. Численный анализ напряженного состояния инструмента с защитным покрытием Al2O3-NbN-Ti
4.3. Анализ адгезионной активности компонентов для композита на основе КНБ и защитного покрытия
4.4. Шероховатость поверхности, обработанной инструментами, оснащенными композитом сBN-Si3N4 и ПСТМ с защитным покрытием
4.5. Работоспособность инструментов, оснащенных композитом сBN-Si3N4 и ПСТМ с защитным покрытием
4.5.1. Работоспособность инструмента из композита сBN+Si3N4 при точении сплавов на основе Ni
4.5.2. Работоспособность инструмента из композита сBN+Si3N4 при точении сплавов на основе Fe
4.5.3. Работоспособность инструментов с покрытием при точении конструкционных сталей и сплавов
4.6. Выводы
Глава 5. Практический опыт применения лезвийного инструмента, оснащенного композитом СBN-SI3N4, и композитом с покрытием
5.1. Практические рекомендации к процессам лезвийной обработки инструментом, оснащенным композитом cBN-Si3N4, и композитом с покрытием
5.1.1. Обработка труднообрабатываемых сплавов инструментом, оснащенным композитом cBN-Si3N4
5.1.2. Обработка труднообрабатываемых сплавов инструментом, оснащенным композитом с покрытием
5.2. Внедрение результатов работы
5.3. Выводы
Выводы
Список использованной литературы
Приложения
- Изнашивание инструмента из ПСТМ на основе КНБ
- Выбор вариантов защитных покрытий на режущем инструменте
- Изучение контактного взаимодействия металлов и их сплавов с кубическим нитридом бора
- Численный анализ напряженного состояния инструмента с защитным покрытием Al2O3-NbN-Ti
Изнашивание инструмента из ПСТМ на основе КНБ
Под изнашиванием понимается процесс разрушения и отделения частиц материала от поверхности твердого тела и накопления остаточной деформации при трении, проявляющейся в постепенном изменении формы и размеров контактирующих тел.
Изнашивание режущего инструмента обычно рассматривается как совокупность процессов абразивного, адгезионного, усталостного и химического взаимодействия. Различный механизм изнашивания определяется природой контактирующих материалов и условиями контактирования. На основании электронно-микроскопического и электронного анализов ряд авторов [7–10] делают вывод о преимущественно абразивно-механическом механизме разрушения инструмента из ПСТМ на основе КНБ.
Авторы [9] считают, что изнашивание инструмента из сверхтвердых материалов обуславливается их поликристаллическим строением, поскольку прочностные характеристики межзеренной фазы ниже прочности кристаллов. При этом подчеркивается, что адгезионный и диффузионный процессы не оказывают в этом случае существенного влияния на изнашивание.
В других работах [11, 12] развиваются теории адгезионного и диффузионного изнашивания с констатацией, что эти механизмы изнашивания наиболее интенсивно проявляются при высоких температурах, характерных для условий эксплуатации инструментом из ПСТМ.
Существует экспериментальное подтверждение "теплового" изнашивания инструмента, связанного со структурными изменениями в поликристаллах КНБ [13], и "самоизнашиванием" за счет царапанья площадки контакта оторвавшимися частицами инструментального материала [14], диффузионного [11, 15] и адгезионного изнашивания [16], абразивно-усталостного разрушения материала инструмента [7–10].
В.М. Крамер [17] рассмотрел условия процесса обработки, при которых растворимость инструментального материала в обрабатываемом представляет основную причину изнашивания инструмента.
Трент [18, 19] количественно охарактеризовал изнашивание за счет растворимости инструментального материала в обрабатываемом. Су [20] подчеркнул важность химической стабильности при определении растворимости инструментального материала в обрабатываемом и высказал предположение о том, что свободная энергия формообразования характеризует химическую стабильность.
В.М. Крамер предложил достаточно простую модель, описывающую процесс изнашивания, на основании которого стало возможным прогнозировать относительное изнашивание потенциальных инструментальных материалов на основе параметров их химических и термодинамических свойств. Теория объясняет относительно высокую интенсивность изнашивания КНБ при резании стали.
Кэнет-Эсибу мл. [21] отмечает, что в последние годы был выполнен ряд исследований изнашивания инструмента в процессе резания. Анализ изнашивания задней поверхности инструмента часто ограничивается адгезионным изнашиванием, причем диффузия рассматривается только при изнашивании передней поверхности инструмента. Исключение представляют работы [22, 23], в которых учитывается как абразивное (механически активируемое), так и диффузионное (термически активируемое) изнашивание, а также учитывается взаимное влияние изнашивания и температуры или усилий резания в виде простой системы управления с простой обратной связью. В работе [24] перечислены 7 механизмов изнашивания: адгезия, абразивное изнашивание, разрушение, окисление с последующей адгезией, поверхностная деформация, диффузия и пластическое разрушение режущей кромке. Кроме того, подчеркивается, что преобладающий в данной ситуации механизм изнашивания будет зависеть от комбинации "деталь-инструмент", и приводится несколько примеров, опирающихся на экспериментальные работы, где в зависимости от условий резания доминирующими являются отдельные из перечисленных выше механизмов изнашивания или их комбинации.
По мнению автора, никакая отдельная модель не может адекватно оценить изнашивание инструмента для всех случаев обработки.
Пример расчета скоростей изнашивания для типичных условий резания показывает, что предложенная автором [24] модель удовлетворительно согласуется с общими закономерностями, когда имеется период постоянной скорости изнашивания, за которым следует период ускоренной деградации инструмента, который, согласно модели, возникает вскоре после того, как диффузионное изнашивание становится преобладающим. С использованием данной модели можно предложить критерий стойкости инструмента на основе относительных величин скоростей адгезионного и диффузионного изнашивания.
Такой критерий позволит более эффективно использовать инструмент, который мог бы работать дольше при низких скоростях резания, чем это обычно имеет место при использовании критерия фиксированной ширины фаски износа. Вследствие простоты и общности, предложенная модель весьма перспективна для применения при управлении процессом резания металла.
Выбор вариантов защитных покрытий на режущем инструменте
Учитывая механизм изнашивания режущих инструментов, оснащенных ПСТМ на основе КНБ, связанный с химическим взаимодействием в зоне резания [48], одной из основных функций покрытия, наряду с перераспределением контактных напряжений на рабочих поверхностях инструмента, является ликвидация или снижение интенсивности химического взаимодействия КНБ с обрабатываемым материалом и его окисления. Как показано исследованиями многих авторов [85–88], для комплексной защиты режущих инструментов от гаммы одновременно отрицательно влияющих факторов процесса резания целесообразно применять многослойные покрытия. При этом, многослойное покрытие должны выбираться таким образом [87], что бы величины температурных напряжений при переходе от одного слоя покрытия к другому незначительно отличались по величине, а их знак должен выбираться в соответствии с условиями работы инструмента. Анализ результатов исследований таких покрытий показывает [87]:
– для получения работоспособного при динамических нагрузках инструмента с многослойными покрытиями необходимо выбрать сочетание первого и второго слоев покрытия, для которого на первое покрытие действуют сжимающие напряжения, что снизит вероятность появления трещин в покрытии;
– отличие напряжений по величине при переходе от первого слоя покрытия ко второму не должно превышать 30 %, что позволит избежать значительных по величине динамических температурных напряжений в переходной зоне от одного слоя покрытия к другому, что, в свою очередь, снизит вероятность отслаивания слоев покрытия.
Покрытиями на режущих инструментах, оснащенных ПСТМ на основе КНБ, отвечающими указанным требованиям, является слоистое PVD-покрытие Ti-NbN-Al2O3 с верхним слоем из оксида алюминия (рис. 2.3 [89]). Слоистая структура покрытия, включающая три участка, обусловлена следующими соображениями: тонкий слой Ti обеспечивает высокую адгезионную связь между покрытием и основой; слой NbN минимизирует интенсивность химического взаимодействия инструментального материала на основе КНБ с обрабатываемым; слой Al2O3 обеспечивает отсутствие непосредственного взаимодействия инструментального материала на основе КНБ с кислородом воздуха, т.е. минимизирует его окисление с образованием легкоплавкого борного ангидрида В2O3.
Как показано в [87], отношение динамических температурных напряжений в слое покрытия (Al2O3) к напряжениям во втором слое покрытия (NbN) близко к указанному выше ограничению – составляет 35 %. При этом в первом слое покрытия формируются сжимающие напряжения.
В качестве подложки использовалась режущая пластина из ПСТМ на основе КНБ, содержащая 3 масс.% Si3N4, полученная при оптимальных технологических параметрах. Нанесение покрытий Al2O3-NbNi (рис. 2.4) выполнялось в Национальном физико-технологическом центре МОН и НАН Украины (г. Харьков).
Исследование взаимодействия инструментального и обрабатываемого материалов проводилось в модельных системах, содержащих нитрид бора либо нитрид кремния и металлы никель, хром, железо и их смеси в различных соотношениях.
Использовались следующие материалы: кубический нитрид бора КМ 7/5, нитрид кремния "Штарк", никель электролитический, хром электролитический, железо карбонильное, нитрид ниобия.
Смеси компонентов КНБ или Si3N4, NbN с металлами нагревались в печи электросопротивления в атмосфере аргона до температур 1200–1450 С. Конструкция установки давала возможность вести непосредственное наблюдение за ходом процессов через смотровое окно в корпусе печи, что позволяло обнаруживать изменения состояния поверхности спрессованных образцов, а также установить начало появления расплава и выделения газа.
Дифференциальный термический анализ выполнен в установке ВДТА [91] в атмосфере аргона, нагрев производился в тиглях НfО2. Скорость нагрева составляла 70 К/мин. Предельная температура нагрева несколько превышала регистрируемую температуру ликвидуса каждого образца, в отсутствие термических эффектов нагрев прекращался при 1350–1450 С. Структура и фазовый состав образцов, полученных в обеих установках (электропечь со смотровым окном, т.н. "оптическая" и ВДТА) исследовались методами металлографического, рентгеновского и микрорентгеноспектрального анализов.
Металлографический анализ проводился на микроскопе "Neophot-21" (Германия). Шлифы изготовлены в основном механическим способом на полировальных станках с использованием алмазных паст. В отдельных случаях образцы шлифовались вручную на абразивах, затем полировались порошком оксида хрома.
В качестве реактивов для выявления микроструктуры применилась спиртовые растворы азотной кислоты (2–3 %), смесей азотной, уксусной и плавиковой кислот (суммарно до 10 %) либо смеси хлорного железа и соляной кислоты (5–8 %).
Рентгеновский анализ выполнен дифрактометрическим методом на установке ДРОН-3 в излучениях Cu Ka и Co Ka. Съемка образцов проводилась от шлифа, непрореагировавшие с жидкостью порошкообразные остатки шихты перед съемкой спрессовывались в кюветах.
Микрорентгеноспектральный анализ выполнен на установке "Саmscan-4 DV". Получены картины фазового контраста структуры в электронном изображении, распределения компонентов в их характеристическом рентгеновском излучении, в том числе легких элементов бора, азота, кислорода. Исследовано взаимодействие компонентов в различных фазовых составляющих. Определение содержания компонентов в фазах, исключая легкие элементы, проведено по методике количественного микрорентгеноспектрального анализа ZAF–4/FLS. Кроме того, образцы для моделирования контактного взаимодействия в системе NbN-Fe обрабатывались в аппарате высокого давления при следующих режимах: давление – 3,2±0,2 ГПа, температура – 1050±50 С, время выдержки – 2 мин. Предварительно из порошков нитрида ниобия и железа спрессовывались цилиндрические образцы Ж 8 мм и толщиной 4 мм. На полученных спеках изготавливались шлифы.
Изучение контактного взаимодействия металлов и их сплавов с кубическим нитридом бора
Состояние образцов после нагрева было различным и, как оказалось, не зависело ни от максимальной температуры нагрева, ни от содержания КНБ. Образцы № 1 и № 19 с концентрацией хрома соответственно 50 и 80 вес.% после нагрева до 1730 и 1630 С представляли собой пористые слитки. Образцы № 2 (состав идентичен № 1), № 11 и № 12 (оба с 60 вес.% Cr) при нагреве до 1645–1730 С имели вид пористых спеков с закристаллизовавшимся при охлаждении металлическим расплавом вокруг фрагментов КНБ.
Выделение газов наблюдалось при взаимодействии компонентов в твердом состоянии до появления капель расплава. Процесс интенсивно развивался около 1500 С, а с появлением жидкости его интенсивность возрастала. Контактное плавление в системе Сr–КНБ отмечалось в диапазоне температур 1550–1595 С. При увеличении содержания КНБ температура контактного плавления несколько повышалась в пределах 20–45 С, что, однако, превосходит ошибку измерения. На рис. 3.5 приведены ДТА-кривые нагрева и охлаждения смеси Сr – 20 вес.% КНБ (образец № 19) без области низких температур, в которой не содержится термических эффектов. Четкий термический эффект 1570 С при нагреве является эффектом контактного плавления смеси, рис. 3.4, а, кристаллизация образовавшегося расплава происходит при 1510 С, рис. 3.4, б.
Для структуры образцов системы Cr-сBN характерно преобладание хрома и образование небольшого количества боридных фаз, рис. 3.6. Кристаллизация эвтектики Ж Ы Сr + Сr2В видна на рис. 3.6, а. Нитрид хрома не идентифицирован однозначно в микроструктуре, возможно, Сr2B присутствует в виде дисперсных выделений, расположенных в основном по границам зерен хрома, рис. 3.6, б.
Согласно рентгеновскому анализу, фазовый состав продуктов взаимодействия хрома с КНБ подобен при всех соотношениях исходных компонентов смесей. Отмечается наличие хрома, кубического нитрида бора и образование борида Сr2B и нитрида Сr2N. Наибольшее количество борида Сr2B содержится в образце № 19, содержащем 20 вес.% КНБ. Наблюдались также слабые линии боридов Сr5B3 и Сr3B4 (образцы № 1 и 19). Присутствие этих боридов наряду с Сr2B3 и СrB возможно в остальных образцах. Количество нитрида хрома Сr2N примерно одинаковое в смесях № 19 и № 2 и невелико в образцах № 1 и № 12. Основные результаты по взаимодействию в системе Cr-сBN: 1. Взаимодействие хрома с КНБ начинается в твердом состоянии с образованием боридов (преимущественно Сr2B), нитрида Сr2N и выделением газовое фазы. 2. Газовыделение наблюдалось при температуре 1500 С, его интенсивность увеличивается в присутствии жидкой фазы. 3. Расплав на контакте Сr–сBN появляется вследствие эвтектического плавления в диапазоне температур 1550–1595 С. Влияние содержания КНБ на температуру контактного плавления проявляется незначительно.
Исследование взаимодействия в системе (Ni+Cr)–сBN проводилось на двух сериях образцов при различной концентрации никеля и хрома: 1) при соотношении (вес.) Ni/Cr = 4/1 с содержанием КНБ 10, 20, 23 и 50 вес.% и 2) при соотношении Ni/Cr, соответствующему составу эвтектики в двухкомпонентной металлической системе Cr-Ni с содержанием КНБ 10, 25 и 50 вес.%.
В смесях с большим содержанием КНБ (50 вес.%), несмотря на достаточно высокую предельную температуру нагрева, взаимодействие развивалось слабо и неравномерно. Контактное плавление происходило в отдельных участкам смеси, в которых флуктуации состава обеспечивали благоприятные концентрационные условия для возникновения жидкой фазы. В образце № 14 расплав появился на контакте порошков КНБ с металлами и обогащался хромом, постепенно растворяя его тонкие "чешуйки". Визуально наблюдалось, что капельки расплава, возникшие на поверхности спрессованной шихты при температуре около 1400 С, оставались изолированными до » 1600 С и объединялись, формируя слиток, при более высоких температурах. В смеси образца № 13 капельки расплава не коагулировали и закристаллизовались в виде отдельных слиточков размером не более 1–1,3 мм в среде кубического нитрида бора. Дальнейшие исследования показали, что слиточки имеют одинаковую структуру. При содержании КНБ в смеси 10–25 вес.% образцы были полностью расплавлены (достигли температур ликвидуса) и при охлаждении кристаллизовались в виде плотных слитков.
Интенсивное выделение газа при температурах 1670–1700 С было замечено в смесях Ni+Сr как обогащенных никелем (№ 3, 50 вес.% КНБ), так и эвтектического состава (№ 5, 25 вес.% КНБ). Слабое выделение газа отмечалось одновременно с появлением расплава вблизи 1400 С в образце (№ 4, 23 вес.% КНБ). Выделение газа при нагреве смеси № 3 сопровождалось всплеском жидкости (выход газообразной фазы через расплав). На рис. 3.7 показаны результаты дифференциального термического анализа взаимодействия хромоникелевых смесей с КНБ. Контактное плавление смеси эвтектического состава с 10 вес.% КНБ зафиксировано при минимальной в исследуемой системе температуре 1230 С, рис. 3.7, а. В смесях с преобладанием никеля температура контактного плавления повышается до 1320 С в образце № 16, рис. 3.7, б и до 1375 С в образце № 18, рис. 3.7, в. В смеси с заменой никеля 10 вес.% железа и 20 вес.% КНБ контактное плавление начинается при 1385 С. ДТА-кривые нагрева смесей с содержанием КНБ 50 вес.% (№ 13 и № 14) оказались малоинформативными, термические эффекты на полученных записях были слабовыраженными и размытыми, поскольку из-за большого объема КНБ в навеске ухудшался контакт со спаем термопары, что отразилось на качестве регистрации.
На рис. 3.8 показаны микроструктуры образцов, сформировавшихся при контактном взаимодействии в смеси металлов с КНБ. В образце № 14, содержащем хромоникелевую эвтектику и 50 вес.% КНБ, рис. 3.8, а, при охлаждении происходит выделение первичных кристаллов борида Cr2B и кристаллизация тройной эвтектики с участием тройного соединения — никельхромового борида. Дисперсные включения нитрида хрома видны по полю светлых зерен, основой является фаза g, содержащая 64,6 ат.% Ni и 35,4 ат.% Сr. В бориде Cr2B растворяется до 2,25 ат.% Ni. Рентгенографически обнаружено образование боридов Ni4B3, Ni2B, Cr5B3 и двух тройных промежуточных фаз Cr2Ni3B6 и Cr3NiB6, возможно в составе эвтектики.
Численный анализ напряженного состояния инструмента с защитным покрытием Al2O3-NbN-Ti
Для определения напряженно-деформированного состояния режущей части инструмента [120] в качестве его твердотельной модели было принято цилиндрическое тело высотой 3,18 мм и диаметром основания 7,0 мм, которое разбивалось на конечные элементы гексагональной формы. В модели выделялся фрагмент, соответствующий рабочей части режущего инструмента, подвергающийся наиболее интенсивным нагрузкам, т.е. области контакта инструмента по передней и задним поверхностям. В качестве допущения принималось, что режущая часть инструмента является неподвижной по отношению к заготовке. К выделенным узлам конечных элементов на рабочих поверхностях инструмента, в соответствии с эпюрой нагружения вдоль выбранных осей, прикладывались составляющие силы резания Pz, Px, Pу. При этом, общая сумма нагрузки является векторной суммой локальных нагрузок, приложенных в направлении выбранных осей в узлах конечных элементов.
Схема приложения нагрузки представлена на рис. 4.5. На передней поверхности инструмента силы распределены по закону треугольника с максимумом на вершине. В направлении радиуса модели силы резания имеют наибольшее значение на режущей кромке. На задней поверхности инструмента силы распределены равномерно.
Как видно из приведенных данных, силы резания и длина контакта по передней поверхности для инструмента с покрытием имеют несколько большие значения, что связано с увеличением фрикционного взаимодействия на контактных поверхностях инструмента с покрытием Al2O3-NbNi в сравнении с инструментом, оснащенным ПСТМ на основе КНБ без покрытия. Силы резания на передней и задней поверхностях инструмента определялись с помощью экстраполяцией экспериментальных данных на нулевую толщину среза.
В качестве примеров, на рис. 4.6–4.8 приведены распределения эквивалентных напряжений и нормальных напряжений вдоль оси Z соответственно. Как видно из результатов моделирования, инструмент, оснащенный ПСТМ на основе КНБ с покрытием, имеет менее напряженное состояние в сравнении с инструментом без покрытия. Так, эквивалентные напряжения в инструменте с покрытием ниже на 25 % (4,5 и 3,4 ГПа соответственно), а нормальные напряжения вдоль оси Z – ниже на 30 % (1,7 и 1,2 ГПа соответственно).
Нужно отметить, что напыленное покрытие со стороны задней поверхности оказывает менее значимое влияние на напряженное состояние инструмента (рис. 4.11). Анализ результатов численного моделирования напряженного состояния режущих инструментов, оснащенных ПСТМ без покрытия и с покрытием, обусловленного силовым нагружением в процессе резания, показывает (рис. 4.15), что нанесение покрытия Al2O3-NbN снижает нормальные и касательные напряжения на передней поверхности инструмента до 25 %.
Со стороны задней поверхности нормальные и касательные напряжения также имеют меньшие значения, хотя и не столь значительно. Учитывая, что наиболее вероятным периодом разрушения и интенсивного изнашивания режущих инструментов, оснащенных ПСТМ на основе КНБ, является период приработки [41], можно заключить, что снижение напряженного состояния инструмента вследствие нанесения на его рабочие поверхности тонкого вакуум-плазменного покрытия, способствует повышению надежности инструмента и является эффективным средством обеспечения его работоспособности как на этапе приработки, так и в условиях резания с высокими динамическими нагрузками.
Результаты моделирования позволяют сделать вывод о том, что инструменты, оснащенные ПСТМ с покрытиями, являются более надежными в условиях резания с высокими динамическими нагрузками и в условиях приработки.
В соответствии с конфигурационной моделью вещества [121, 122] в химических соединениях возможно существование двух электронных подсистем: коллективизированной и локализованной. При этом наиболее устойчивыми, стабильными электронными конфигурациями оказываются те, у которых суммарные спиновые моменты при образовании химических соединений минимальны. К ним относятся квантовые состояния p0, d0, f0 (незаполненные); sp3, d5, f7, s2, s2p6 (полузаполненные); d10, f14 (занятые). В химических соединениях эти электронные конфигурации могут быть локализованы либо около атомных остовов, либо в направлении химической связи между атомами. Наиболее прочной химической связью должны отличаться полузаполненные электронные конфигурации входящих в соединение атомов.
