HODNOCENÍ VLIVU PARAMETRŮ TERMOMECHANICKÉHO ZPRACOVÁNÍ NA MECHANICKÉ A MIKROSTRUKTURNÍ VLASTNOSTI TRIP OCELÍ

HODNOCENÍ VLIVU PARAMETRŮ TERMOMECHANICKÉHO ZPRACOVÁNÍ NA MECHANICKÉ A MIKROSTRUKTURNÍ VLASTNOSTI TRIP OCELÍ ELABORATION OF INFLUENCES OF THERMOMECHANICAL TREATMENT PARAMETERS ON MECHANICAL PROPERTIES AND RESULTING MICROSTRUCTURE OF TRIP STEELS Ondřej Žáček a Jiří Kliber a Ondřej Man b a VŠB TECHNICKÁ UNIVERZITA OSTRAVA, Fakulta metalurgie a materiálového inženýrství, katedra tváření materiálu, 17. listopadu 15, 708 33 Ostrava-Poruba, ČR, ondrej.zacek@vsb.cz, jiri.kliber@vsb.cz b ÚMVI-FSI VUT v Brně, Technická 2896/2, 616 69 Brno, ČR, ymanon00@stud.fme.vutbr.cz Abstract High strength steels with good formability are used for weight reduction in automobile industry especially. TRIP steels are one of these groups of high strength steels. It can be achieved excellent combination of mechanical properties high strength (R m to 1200 MPa) and eminent formability (ductility to 35%) by treatment of steels with TRIP (transformation induced plasticity) effect utilisation. Fundamental of this feature is stabilisation of substantial amount of retained austenite down to the ambient temperature at thermomechanical processing and its subsequent transformation for strain induced martensite in consequence of applied plastic deformation. Stability of retained austenite against SIMT (Strain Induced Martensitic Transformation) is main factor affecting plastic properties of material. Microstructure of TRIP steels made up by multiphase structure of polygonal ferrite, pearlite, bainite, acicular ferrite and certain amount of retained austenite. In this work the influences of thermomechanical treatment parameters like value of strain or bainitic holding time on resulting structure and mechanical properties of TRIP steel are elaborated. Samples made from 2 different TRIP steels were rolled on 2 stands laboratory rolling mill TANDEM. Mechanical properties of samples were evaluated by simple tension tests. Microstructures were validated on metalographically prepared samples after two stages quenching in nital and Na 2 S 2 O 5. Microstructure phases ratios were determined by X-ray diffraction and by software for image analysis LIM Lucia G on optical and SEM (scanning electron microscope) images. Abstrakt Oceli s vysokou pevností a dobrou tvařitelností se používají zejména v automobilovém průmyslu pro redukci hmotnosti vozidla. TRIP oceli jsou jedněmi z těchto vysoko pevnostních ocelí. Zpracováním ocelí s využitím efektu transformačně indukované plasticity (transformation induced plasticity - TRIP) lze dosáhnout výborné kombinace mechanických vlastností - vysoké pevnosti (R m až 1200 MPa) a mimořádné plasticity (tažnost až 35%). Podstatou tohoto jevu je stabilizace podstatného množství zbytkového austenitu při termomechanickém zpracování až do nízkých teplot a jeho

následná přeměna na deformačně indukovaný martenzit v důsledku plastického přetvoření provázená vysokou plasticitou materiálu. Stabilita zbytkového austenitu proti deformací indukované martenzitické deformaci (Strain Induced Martensitic Transformation SIMT) je hlavním faktorem ovlivňujícím plasticitu materiálu. Mikrostruktura TRIP oceli je tedy tvořena matricí polygonálního feritu, perlitem, bainitem a významným množstvím zbytkového austenitu. V této práci jsou ověřovány vlivy různých parametrů termomechanického zpracování, zejména velikost deformace, teplota tváření a doba bainické výdrže na výslednou strukturu a mechanické vlastnosti TRIP oceli. Vzorky ze 2 různých taveb TRIP oceli byly válcovány na laboratorní 2 stolicové válcovací trati TANDEM. Mechanické vlastnosti vzorků byly ověřovány tahovou zkouškou. Mikrostruktura byla hodnocena na metalograficky připravených vzorcích po dvoustupňovém leptání v nitalu a Na 2 S 2 O 5. Podíl jednotlivých fází mikrostruktury byl stanovován rentgenograficky a pomocí softwaru pro obrazovou analýzu LIM Lucia G na optických a SEM (scanning electron microscope) snímcích. 1. NOVÉ TYPY OCELÍ Pod vlivem ekologických a ekonomických aspektů směřuje výroba oceli ke snižování počtu výrobních operací, což je umožněno díky přechodu na plynulé lití s následným válcováním apod. Vliv těchto aspektů se týká i redukce hmotnosti automobilů. Nové koncepce automobilu z ocelových plechů směřuje k výraznému snížení jeho hmotnosti, z čehož vyplyne snížení spotřeby a následně i emise spalin a to vše při současném zvyšování bezpečnosti posádky. Díky pokrokům v oblasti nových materiálů a válcovacích metod lze k této redukci využít pásů nižších tloušťek z různých typů vysokopevnostních nízkolegovaných ocelí, které se vyrábějí ve formě za tepla a za studena válcovaných pásů, např. Interstitial Free (IF) oceli [1], Bake Hardening (BH) oceli [2], Dual Phase (DP), nebo právě TRIP (TRansformation Induced Plasticity) oceli [3-5]. Tyto oceli se svými specifickými vlastnostmi byly vyvinuty právě pro automobilový průmysl. Je však pravděpodobné, že díky svým vyjímečným vlastnostem do budoucna nahradí běžné nízkouhlíkové oceli i v jiných oblastech. Obr. 1. Srovnání závislosti prodloužení na pevnosti pro jednotlivé typy ocelí Fig. 1. Comparison of elongation to strength dependence for new steel grades 1.1 TRIP oceli Jako první bylo použito pojmu TRIP pro ocel, která byla vyvíjena tak, aby vykazovala vysokou pevnost, tažnost a byla zkoumána i tvařitelnost za tepla. Jedná se o metastabilní korozivzdorné oceli typ I. Jejich mikrostruktura je složena z austenitu a martenzitu, který se transformuje během deformace. TRIP efekt byl zde zkoumán, ale zvýšení tažnosti bylo podmíněno velkým množstvím legujících prvků a tím stoupala jejich cena.

Ve II. typu se začal projevovat vliv zbytkového austenitu u ocelí s obsahem Ni 5,5 9 %. Zbytkový austenit existuje v popuštěné martenzitické matrici a transformuje se v deformačně indukovaný martenzit, který má laťkovitý charakter. Tažnost u typu II je velmi malá a problematika pevnosti nebyla zatím přesně osvětlena. V posledních deseti letech byla zejména v Japonsku pro tamní automobilový průmysl vyvinuta skupina nízkolegovaných TRIP ocelí s vyšším obsahem křemíku. Mikrostruktura je tvořena feritickou matricí (60 % podíl) s druhou fází složenou z bainitu a zbytkového austenitu (5 až 20 % podíl). Zbytkový austenit transformuje na deformačně indukovaný martenzit během deformace a vytváří laťky jako v typu II. Vlastnosti těchto ocelí (pevnosti až 1200 MPa a tažnost okolo 35 %) je činí slibnými pro budoucí použití jako náhradu běžných nízkouhlíkových ocelí. Zatím jsou TRIP oceli využívány zejména v automobilovém průmyslu. Vysoká pevnost těchto ocelí umožňuje snížení hmotnosti automobilových karoserií. Výborná tvařitelnost umožňuje hluboké tažení a schopnost absorbovat vysokou deformační energii zvyšuje bezpečnost posádky v případě nehody[6]. Tento typ TRIP ocelí je podrobován dalším výzkumům. Na Obr. 2. jsou červeně znázorněny části automobilové karosérie vyráběné z TRIP ocelí. Obr. 3. ukazuje schématicky výše popsané změny mikrostruktury u třech typů ocelí využívajících TRIP efektu. Obr. 2. Části automobilové karoserie vyráběné z TRIP oceli Fig. 2. Parts of car body made of TRIP steel Obr. 3. Schématická zobrazení změny mikrostruktury během deformace u třech typů ocelí využívajících TRIP efektu Fig. 3. Schema of microstructure changes during straining at three types of TRIP aided steels 2. EXPERIMENT Experiment se soustřeďuje zejména termomechanické zpracování TRIP ocelí za tepla. Velmi zjednodušeně řečeno podstatou TRIP efektu je stabilizace podstatného množství zbytkového austenitu při termomechanickém zpracování až do nízkých teplot a jeho následná přeměna na deformačně indukovaný martenzit v důsledku plastického přetvoření provázená vysokou plasticitou materiálu. Základní myšlenkou experimentu tedy bylo stanovit takový režim termomechanického zpracování, aby bylo dosaženo maximálního možného podílu zbytkového austenitu ve struktuře a následně zjistit, zda se vyšší podíl zbytkového austenitu skutečně projeví lepšími mechanickými vlastnostmi [7,8]. Při stanovování režimu termomechanického zpracování byl hodnocen zejména vliv velikosti deformace ale také doby bainitické transformace a obsahu Nb v TRIP oceli na dosažené množství zbytkového austenitu ve struktuře. Aby byl vliv

různých velikostí deformace na množství zbytkového austenitu ve struktuře bezprostředně konfrontovatelný, bylo pro experiment zvoleno válcování stupňovitých vzorků, kdy na rozdíl od tváření jednotlivých hladkých vzorků je dosaženo několika velikostí deformace na jediném vzorku. 2.1 Popis experimentu Chemické složení zkoumaných TRIP ocelí je uvedeno v Tabulce 1. Jde o takřka totožné tavby TRIP oceli, tavba TN 2 však navíc obsahuje Nb. Tyto tavby byly po odlití překovány na hranoly o příčných rozměrech 45x45 mm, z nichž byly frézovány stupňovité vzorky pro experiment viz Obr. 4. a Obr. 5. Tabulka 1. Chemické složení zkoumaných TRIP ocelí Označení tavby Prvky TN 1 TN 2 [hm. %] [hm. %] C 0,206 0,210 Mn 1,418 1,449 Si 1,849 1,797 Al 0,006 0,006 P 0,007 0,008 S 0,005 0,005 Cr 0,007 0,008 Ni 0,071 0,072 Mo 0,020 0,020 V 0,004 0,005 W 0,020 0,020 Cu 0,059 0,058 Nb 0,002 0,059 Fe 96,3 96,3 Table 1. Chemical composition of evaluated TRIP steels Obr. 4. Schéma stupňovitého vzorku Fig. 4. Design of the step sample Obr. 5. Stupňovitý vzorek Fig. 5. Step sample

Schéma režimu termomechanického zpracování je uvedeno na Obr. 6. Ohřev byl realizován elektrickými odporovými pecemi. Pro každou výdrž na teplotě byla k dispozici jedna pec vyhřátá na příslušnou teplotu. Při experimentu se tedy pracovalo se třemi elektrickými odporovými pecemi. Ohřevem na teplotu 1050 C byla zajištěna austenitizace a rozpuštění struktury po předchozím tváření. Po ochlazení a výdrži na teplotě 800 C, nutné pro homogenizaci teploty v celém průřezu vzorku, následovalo válcování jedním úběrem. Teplota válcování 800 C byla zvolena s ohledem na minimální doválcovací teploty při reálném válcování pásů za tepla. Válcování bylo provedeno na laboratorní trati TANDEM na stolici A viz. Obr. 7. Trať TANDEM vybavená dvěma reverzními stolicemi typu duo je určená přednostně k modelovému tváření plochých vývalků za tepla. Její předností je možnost tvářet poměrně velkými (sdruženými) úběry a značnými tvářecími rychlostmi (řádově i přes 100 s -1 ). Spolu s ohřívacími pecemi na obou koncích tratě napodobuje mj. dvoustolicovou trať typu Steckel pro válcování pásu za tepla. Po válcování byla teplota vzorku asi 750 C a struktura obsahovala asi 50% feritu. Zrychlené ochlazování z teploty tváření je nezbytné pro potlačení perlitické transformace. Zrychlené ochlazování bylo realizováno ostřikem provalku tlakovou vodou pomocí 4 štěrbinových trysek umístěných na výběhové straně trati. Následuje výdrž na teplotě bainitické transformace. Teplota je volena tak, aby bylo dosaženo dolního bainitu, který je pro mechanické vlastnosti, zejména pro pevnost oceli, vhodnější. Doba výdrže na bainitické teplotě by měla být dostatečná, aby došlo k přesycení austenitu uhlíkem, zároveň však nesmí být příliš dlouhá, protože při přílišném nárůstu obsahu C v austenitu dojde k tvorbě karbidů a tím snížení stability zbytkového austenitu. V tomto experi-mentu byla zvolena doba výdrže 300 s pro vzorky T 1.1 a T 2.1 a 600 s pro vzorky T 1.2 a T 2.2. Obr. 6. Schéma režimu experimentálního termomechanického zpracování Fig. 6. Thermomechanical processing schedule Obr. 7. Laboratorní válcovací trať TANDEM Fig. 7. Laboratory rolling mill TANDEM

3. VYHODNOCENÍ EXPERIMENTU 3.1 Mikrostruktura Po proměření výšek jednotlivých stupňů na všech vzorcích byly vzorky rozděleny na jednotlivé části, jak je naznačeno na Obr. 8. V Tabulce 2. jsou uvedeny tloušťky jednotlivých stupňů před a po válcování a hodnoty dosažené poměrné deformace ε. Obr. 8. Vzorek T 1.1 po termomechanickém zpracování Fig. 8. Step sample after thermomechanical processing Tabulka 2. Rozměry jednotlivých stupňů vzorků před a po válcování Označení Výška před válcováním h 0 [mm] Výška po válcování h 1 [mm] Deformace ε [%] T 1.1 1 4,0 3,95 1,25 T 1.1 2 4,6 4,20 8,70 T 1.1 3 5,4 4,43 17,96 T 1.1 4 6,5 4,62 28,92 T 1.2 1 4,0 3,81 4,75 T 1.2 2 4,6 4,03 12,39 T 1.2 3 5,4 3,23 21,67 T 1.2 4 6,5 4,45 31,54 T 2.1 1 4,0 4,0 0 T 2.1 2 4,6 4,28 6,96 T 2.1 3 5,4 4,49 16,85 T 2.1 4 6,5 4,66 28,31 T 2.1 1 4,0 3,87 3,25 T 2.1 2 4,6 4,11 10,65 T 2.1 3 5,4 4,35 19,44 T 2.1 4 6,5 4,52 30,46 Table 2. Step sample thickness and strain measured values Z jednotlivých částí vzorku byly metalograficky připraveny podélné výbrusy. Podíl zbytkového austenitu ve struktuře bude u jednotlivých částí vzorků hodnocen rentgenovou difrakcí pomocí difraktometru SIEMENS D500 s rotací a pomocí softwaru pro obrazovou analýzu LIM Lucia G na SEM snímcích mikrostruktury. Metalografická příprava jednotlivých částí vzorků byla následující: broušení na smirkových papírech o zrnitosti 60 až 4000 pod vodou, leštění na diamantových kotoučích s velikostí zrna 3 a 1 µm, leptání v leptadle Marble (HCl, CuSO 4 a líh).

V Tabulce 3. jsou uvedena množství zbytkového austenitu stanovená v jednotlivých částech stupňovitého vzorku pomocí rentgenové difrakce. Pro ilustraci mikrostrukturních změn provázejících změnu velikosti deformace za tepla jsou na Obr. 9. a Obr. 10. SEM snímky vzorku T 1.1 1 s minimální deformací ε = 1,25 % a vzorku T 1.1 4 s maximální deformací ε = 28,92 %. Zvětšení obou snímků je 2000x. Obr. 9. SEM snímek mikrostruktury vzorku Obr. 10. SEM snímek mikrostruktury vzorku T 1.1 1 s deformací ε = 1,25 % T 1.1 4 s deformací ε = 28,92 % Fig. 9. SEM image of microstructure of Fig. 10. SEM image of microstructure of sample T 1.1 1 with strain ε = 1,25 % T 1.1 4 with strain ε = 28,92 % Mikrostruktura vzorku T 1.1 1 na Obr. 9. vykazuje v porovnání se vzorkem T 1.1 4 na Obr. 10. v důsledku menší velikosti deformace větši feritické zrno a bloky bainitických lamel jsou větší s hrubšími lamelami. Rovněž množství zbytkového austenitu (malá bílá zrna tvořící film na hranicích feritických zrn a bainitických bloků) je u vzorku T 1.1 1 menší (šířka filmu je vůči vzorku T 1.1 4 nižšší). Lze říci, že s rostoucí velikostí deformace za tepla (v interkritické oblasti teplot) roste množství zbytkového austenitu ve struktuře. Tím je myšleno, rostoucí deformace stabilizuje větší množství metastabilního granulárního austenitu. Naproti tomu klesá obsah bainitu a zmenšují se jeho útvary. Protože jehlicovitý zbytkový austenit se vyskytuje v bainitických shlucích, dochází při snižování obsahu bainitu i ke snižování obsahu jehlicovitého zbytkového austenitu. Z tohoto důvodu lze předpokládat, že větší podíl zbytkového austenitu zastupuje granulovitý typ, jehož zrna jsou po deformaci menší. 3.2 Mechanické vlastnosti Tento experiment je zaměřen zejména na změny mikrostruktury související s různou velikostí deformace za tepla. Součástí experimentu jsou sice i mechanické zkoušky jednotlivých částí stupňovitých vzorků (tedy částí s různými velikostmi deformace), ale vzhledem k rozměrům vzorků budou výsledky mechanických zkoušek pouze orientační. Ze všech jednotlivých částí všech čtyř vzorků byly vyrobeny zkušební tyčinky o rozměrech 3x10 30 mm pro tahovou zkoušku viz. Obr. 11.

Obr. 11. Zkušební tyčinka po provedení tahové zkoušky Fig. 11. Specimen after simple tension test V Tabulce 3. jsou vedle množství zbytkového austenitu ve struktuře uvedeny hodnoty naměřené při tahové zkoušce. Z důvodu velmi malých rozměrů zkušebních tyčinek však nebyl trhací stroj schopen u většiny vzorků stanovit reálnou hodnotu meze kluzu. Uvedené hodnoty tažnosti jsou rovněž pouze orientační. Po upnutí takto malých zkušebních tyčinek do čelistí trhacího stroje totiž v podstatě neexistuje měřená délka zkušební tyčinky. Hodnoty tažnosti jsou tedy stanoveny manuálně na 10 mm měřené délky zkušební tyčinky. Obecně lze říci, že výsledky tahových zkoušek jsou negativně ovlivněny příliš malými rozměry vzorků. Tabulka 3. Množství zbytkového austenitu stanovené pro jednotlivé části stupňovitých vzorků pomocí rentgenové difrakce a hodnoty naměřené při tahové zkoušce Označení vzorku: Obsah zbytkového austenitu [obj. %]: Mez kluzu R p0,2 [MPa] Pevnost R m [MPa] Tažnost A [%] T1.1 1 7,37 990 1180 15,5 T1.1 2 12,13 908 1110 20 T1.1 3 15,56 803 1030 22,5 T1.1 4 15,34-1044 19 T1.2 1 9,01-1000 23 T1.2 2 11,59-965 19,5 T1.2 3 17,65-985 20 T1.2 4 19,24-965 22 T2.1 1 7,32-1300 - T2.1 2 8,64 876 1190 - T2.1 3 9,47-1130 - T2.1 4 13,11-1160 23 T2.2 1 8,59-1033 25 T2.2 2 16,99-1017 25 T2.2 3 17,69-1051 25 T2.2 4 18,90-1020 31 Table 3. Measured values of retained austenite amount and results of simple tension tests I přes nekompletní výsledky mechanických zkoušek lze říci, že s rostoucí velikostí deformace v interkritické oblasti mírně klesá pevnost R m i mez kluzu R p0,2. Stanovení závislosti tažnosti na velikosti deformace za tepla není při takto omezeném počtu vzorků a nejednoznačných výsledcích možné.

4. ZÁVĚRY EXPERIMENTU Při deformaci v intekritické oblasti teplot klesá obsah bainitu a zmenšují se jeho útvary. Protože jehlicovitý zbytkový austenit se vyskytuje v bainitických shlucích, dochází při snižování obsahu bainitu i ke snižování obsahu jehlicovitého zbytkového austenitu. Z tohoto důvodu, lze předpokládat, že větší podíl zbytkového austenitu zastupuje granulovitý typ, jehož zrna jsou po deformaci menší. Celkově se deformací v interkritické oblasti teploty podíl zbytkového austenitu ve struktuře zvyšuje. Zjemňuje se jeho zrno, zvyšuje se obsah uhlíku v austenitu a vzniká spíše zbytkový austenit granulovitého typu, který lépe než jehlicovitý zbytkový austenit podporuje TRIP efekt. Hustota dislokací se též zvětšuje a je doprovázena zrychlením difúze intersticiálních prvků do dislokací a zpevněním zbytkového austenitu. Deformace v interkritické tepelné oblasti stabilizuje zbytkový austenit chemicky i mechanicky. Nárůst množství zbytkového austenitu však nevede k nárůstu pevnosti ani meze kluzu a závislost tažnosti je nejednoznačná. S nárůstem doby bainitické výdrže z 300 s na 600 s dochází k mírnému nárůstu obsahu zbytkového austenitu ve struktuře. S tím také souvisí pokles pevnosti R m a nárůst tažnosti A. Zdá se že, TRIP ocel obsahující Nb vykazuje při všech velikostech deformace mírně jemnější zrno. TRIP ocel s Nb je také také reaguje intenzivněji na změnu doby bainitické výdrže. Obecně TRIP ocel s Nb vykazuje při všech velikostech deformace asi o 10 % vyšší pevnost R m a také vyšší tažnost. Změny mikrostruktury související s velikostí deformace v interkritické oblasti byly stanoveny. Závislost změn mechanických vlastností na velikosti deformace však není stanovena zjela jednoznačně. Nepotvrdila se platnost domněnky o jednoduché přímé závislosti: čím více zbytkového austenitu, tím lepší mechanické vlastnosti. Mechanické vlastnosti jsou kromě množství zbytkového austenitu také intenzivně ovlivňovány celkovou morfologií struktury a stabilitou zbytkového austenitu proti napěťově indukované martenzitické transformaci. Jak již bylo řečeno, výsledky tahových zkoušek byly negativně ovlivněny příliš malými rozměry vzorků, které pramení z koncepce experimentu jako přímého srovnání vlivu velikosti deformace za tepla. Dalších experimenty s termomechanickým zpracováním, u nichž předpokládáme vyhodnocení mechanických vlastností, tedy musí být provedeny s dostatečně velkými vzorky, aby z nich bylo možné následně vyrobit dostatečně velké zkušební tyčinky. Mimo jiné se budou další experimenty týkat také charakterizovat stabilitu zbytkového austenitu proti napěťově indukované martenzitické transformaci. LITERATURA [1] S. Hoile: Processing and Properties of mild interstitial free steels. Mat. Science and Technology, Vol. 16, 2000, str. 1079 [2] W. C. Jeong: Effect of Prestrain on Ageing and Bake Hardening of Cold-Rolled, Continuously Annealed Steel Sheets. Metall. and Mater. Trans. A, Vol. 29 A, 1998, str. 463 [3] O.Grässel, L.Krüger, G.Frommeyer, L.W.Meyer: High strength Fe-Mn-(Al,Si) TRIP/TWIP steels development-properties-aplication. International Journal of Plasticity, Vol.16, 2000, str. 1391

[4] K. Sugimoto, N. Usui, M. Kobayashi, S.Hashimoto: Effects of Volume Fraction and Stability of Retained Austenit on Ductility of TRIP Aided Dual Phase Steels. Transactions ISIJ International, Vol. 32, No. 12, 1992, str. 1311 [5] E. Girault, P. Jaques, P. Ratchev, J. Van Humbeeck, B. Verlinde, E. Aernoudt: Study of the Temperature Dependence of the Bainitic Transformation Rate in a Multiphase TRIP / Assisted Steel. Materials Science and Engineering A, Vol. 273 275, 1999, str. 471 [6] F. D. Fisher, Q.-P. Sun, K. Tanaka: Transformation-induced plasticity, Appl. Mech. Rev., vol. 49, no. 6, June 1996, str. 317 [7] O. Žáček, J. Kliber: Vliv deformace za tepla na množství zbytkového austenitu v TRIP oceli, In 11. Mezinárodni konference Forming 2004. Vysoké Tatry, Štrbské pleso, 2004, s. 326-331 [8] O. Žáček, J. Kliber: Hodnocení vlivu množství zbytkového austenitu a velikosti feritického zrna na mechanické vlastnosti trip ocelí. In 18. Mezinárodní sympozium Struktura a vlastnosti konstrukčních materiálů a výrobků. Rožnov pod Radhoštěm, Zeszyty Naukowe Politechniki Opolskiej, z. 78, Nr.298/2004, s. 141-146 Tato práce vznikla za finanční podpory GRANTOVÉ AGENTURY ČESKÉ REPUBLIKY projekt č. GAČR 106/04/0601