聚左旋乳酸%2F聚氧化乙烯共混物的拉伸行为及结构转变

Vol.34高等学校化学学报No.52013年5月 CHEMICAL JOURNAL OF CHINESE UNIVERSITIES 1288~1294 doi:10.7503/cjcu20120925聚左旋乳酸/聚氧化乙烯共混物的拉伸行为及结构转变熊祖江1,张秀芹2,刘国明1,赵　莹1,王　锐2,王笃金1(1.中国科学院化学研究所,北京分子科学国家实验室,工程塑料院重点实验室,北京100190;2.北京服装学院材料科学与工程学院,服装材料研究开发与评价北京市重点实验室,北京100029)摘要　采用熔融共混方法制备了聚左旋乳酸(PLLA)和超高分子量聚氧化乙烯(PEO)共混物,通过差示扫描量热(DSC)㊁扫描电子显微镜(SEM)和二维广角X 射线散射(2D⁃WAXS)等方法系统研究了PEO 的加入对不同温度下PLLA 拉伸行为及拉伸过程中微观结构变化的影响.结果表明,PLLA /PEO 共混物为非均相体系,PEO 粒子均匀分布在PLLA 中形成两相结构.PEO 的加入能够显著降低PLLA 的玻璃化转变温度(T g ),在25~60℃范围内显著提高PLLA 的拉伸性能.在60℃拉伸时,PEO 的加入提高了PLLA 在拉伸过程中的结晶和形变能力.在80℃拉伸时,共混物的拉伸断裂伸长率下降,但共混物的结晶速度仍高于纯PLLA 样品.关键词　聚左旋乳酸;超高分子量聚氧化乙烯;拉伸性能;结晶中图分类号　O631 文献标志码　A 收稿日期:2012⁃10⁃11.基金项目:国家自然科学基金(批准号:50925313,11179031)和北京市科技新星计划(批准号:2011016),新世纪优秀人才(批准号:NCET⁃12⁃0601)和北京市教委重点基金(批准号:KZ201310012014)资助.联系人简介:张秀芹,女,副教授,主要从事生物降解高分子材料研究.E⁃mail:clyzxq@聚左旋乳酸(PLLA)作为可生物降解和生物相容热塑性材料,具有良好的环境友好性,可应用于生物医学㊁复合材料㊁纺织品㊁薄膜和结构材料等[1~3].但PLLA 具有断裂伸长率小及脆的缺点,限制了其应用.共混改性是一种实用且经济的改善PLLA 脆性的方法[4~7].聚氧化乙烯(PEO)是一种亲水性和生物相容性高聚物,具有柔性分子链,能够显著提高PLLA 的断裂伸长率㊁柔韧性㊁亲水性和降解性能,是有效的PLLA 增韧剂.同时,添加少量的PEO 能够显著提高PLLA 的结晶速率,是理想的聚乳酸改性助剂[8~12].Nijenhuis 等[12]发现,PEO 的质量分数大于10%时,PLLA 样品具有较大的柔韧性,断裂伸长率超过了500%.同时,PEO 还可以增加共混物的亲水性.PLLA 是半结晶聚合物,其力学性能与外场作用下形成的结晶和取向结构密切相关.拉伸过程经常被用来调控半结晶聚合物的微观结构,从而提高材料最终的力学性能[13~16].Kawakami 等[15]发现,玻璃化转变温度(T g )附近拉伸能诱导PET 介晶相和三斜晶的形成.Zuo 等[16]探讨了温度对等规聚丙烯(iPP)结构转变影响,发现低温拉伸时主要形成取向的介晶相,而高温拉伸则以取向的α晶为主,这种取向的α晶有利于提高材料的稳定性和力学性能.许多人研究了PLLA 在拉伸过程中的结构形成和转变[17~24].Stoclet 等[17,18]发现,在拉伸温度低于70℃时,拉伸能够诱导无定形的PLLA 形成介晶相;拉伸温度为80℃左右时,介晶相和结晶相共存;当拉伸温度提高至90℃时,只形成结晶相.Turner 等[24]发现,在T g 附近拉伸PLLA,其结晶度首先随着拉伸倍数增加而增大,而当拉伸倍数高于4.0后结晶度则有所下降.研究发现,拉伸温度和拉伸应变是影响聚合物拉伸过程中微观结构转变的两个重要因素,为PLLA 材料的成型加工提供重要的指导.PEO 对PLLA 的增韧作用已有较多报道,但PLLA /PEO 共混物在拉伸过程中的结构转变尚未见报道,而纯PLLA 拉伸行为的研究结果表明,在温度和应力作用下,其微观结构会发生丰富的转变并影响材料最终的性能.因此,本文以PLLA 及PLLA /PEO 共混物为研究对象,探讨了拉伸温度㊁拉伸应变和PEO 的加入对PLLA 拉伸行为的影响,以期为韧性PLLA 材料的开发提供理论指导.1　实验部分1.1　材料与仪器聚左旋乳酸(PLLA),牌号4032D(D ⁃lactide 质量分数为1.4%),M w =2.0×105,分子量分布指数为2.0,Natureworks 公司;聚氧化乙烯(PEO),牌号18947⁃2,M w =5.0×106,分子量分布指数为1.2,Aldrich 公司.美国TA 公司Q2000型差示扫描量热分析仪,铟为标准样品校准温度和热流,升降温速率均为10℃/min;英国Linkam 公司TST 350型拉伸热台;上海同步辐射光源(SSRF)的BL16B1线站;日本电子公司JSM⁃6700F 型扫描电子显微镜.1.2　样品制备将一定量的PLLA 及PLLA /PEO(质量比90∶10)共混物分别在密炼机(Haake Rheomix OS)中共混 Table 1　Crystallization (T c ),glass transition (T g ),cold crystallization (T cc )and melting (T m )tempera⁃tures of pure PLLA and PLLA /PEO (mass ra⁃tio ,90∶10)blend *Sample T c /℃T g ℃T cc /℃T m /℃PLLA 61.9105.0167.0PEO 47.0-53.266.0PLLA /PEO 86.855.087.5166.0 *The heating /cooling rate was 10℃/min.(200℃,转速50r /min,5min).将密炼样品用压膜机制成厚度为0.8mm 的膜(200℃,压力10MPa,取出后冰水冷却,广角X 射线散射(WAXS)测试发现所制备样品均为无定形),然后用冲压机制成25mm×3mm×0.8mm 的哑铃型样条作为拉伸样品.为了防止样品在加工过程中发生降解,PLLA树脂加工前于80℃真空干燥24h 以除去水分.PLLA,PEO 及PLLA /PEO 共混物结晶和熔融等数据列于表1.1.3　表 征在N 2气保护下测定PLLA 及其共混物样品的热行为,样品的质量为5~10mg,升降温速率均为10℃/min.在25~80℃范围内测试PLLA 及PLLA /PEO 共混物的拉伸行为,拉伸速率50μm /s,拉伸起始长度3mm.将样品拉伸至断裂,记录拉伸过程中的力值(F )和位移(L ),通过公式σ=F /A 和ε=(L -L 0)/L 分别计算工程应力(σ)和工程应变(ε)值,得到工程应力⁃应变曲线.A 为拉伸区域起始横截面面积,L 0为样品起始拉伸长度.由于在拉伸过程中样品截面积发生变化,真应力(σ真)可通过σ真=F (1+ε)/A 计算.样品拉伸前在测试温度下停留2min,保证样品充分受热.在上海同步辐射光源(SSRF)的BL16B1线站上进行WAXS 实验,波长为0.124nm,散射花样通过二维面探测器MAR CCD(MAR⁃USA)收集,分辨率为2048×2048pixels(pixel size =79μm×79μm),曝光时间为60s,样品到探测器距离为174.95mm,所有图像均扣除背景散射的影响.沿方位角0°~180°积分转为一维散射曲线.所有样品在不同温度下拉伸至一定位移后进行测试,拉伸速率为50μm /s.用Peakfit 软件对WAXS 一维强度曲线进行处理,运用Gaussian 函数对结晶区和无定形区进行分峰处理,得到结晶度[18].将样品在液氮中淬断,随后放入沸水中刻蚀4h,去除PEO 相.通过扫描电子显微镜(JSM⁃6700F,日本电子)观察淬断和刻蚀后样品的断面形貌,对比刻蚀前后断面形貌的变化.样品淬断面的表面喷镀一层厚度约为5nm 的金膜以提高导电性.2　结果与讨论2.1　PLLA 和PLLA /PEO 的断面形态图1为PLLA 及PLLA /PEO 共混物初始样品和沸水刻蚀4h 后的断面形貌.PLLA 样品断面断口平齐,表面较光滑,为脆性断裂,沸水刻蚀前后变化较小.共混物样品断面表现出一定的韧性,同时共混物样品表面均匀分布着尺寸大约为1~2μm 的分散相颗粒,为两相结构.经过沸水刻蚀后留下尺寸均匀的孔洞[图1(D)].PEO 为水溶性高分子,能够溶于沸水中,由此可知,共混物表面的微球为PEO 颗粒.PLLA 和PEO 属于非均相体系,其中PLLA 为连续相,PEO 为分散相.文献[12]报道PEO 或者PEG 和PLLA 属于部分相容体系,主要是因为所用的PEO 或PEG 分子量较低,而本文所用的PEO 为9821　No.5　熊祖江等:聚左旋乳酸/聚氧化乙烯共混物的拉伸行为及结构转变超高分子量的样品,高分子量的聚合物分子链缠结较大,容易发生聚集,故共混物中PLLA 和PEO 发生相分离.Fig.1　SEM images of cross⁃section morphology of cryogenic fractured PLLA (A ,C )and PLLA /PEO (mass ratio ,90∶10)blend (B ,D )(A),(B)Original sample;(C)and (D)etched sample(in boiling water for 4h).2.2　拉伸性能图2为PLLA 及PLLA /PEO 共混物不同温度下拉伸的工程应力⁃应变曲线.由图2可见,不同温度下拉伸材料表现出完全不同的行为.室温(25℃)拉伸,PLLA 及PLLA /PEO 共混物均发生脆性断裂,拉伸性能差.在50℃拉伸时,温度低于PLLA 的T g ,PLLA 样品仍然呈现脆性断裂.共混物的T g 为55℃,因此在50℃下拉伸时共混物呈现出较大的韧性,先后经历屈服㊁细颈和应变硬化几个阶段,断裂伸长率接近600%.在60℃下,接近PLLA 的T g 而高于共混物T g ,PLLA 的拉伸经历屈服㊁细颈和应变硬化过程,而共混物拉伸过程中应变硬化现象不明显,类似于橡胶/弹性体的拉伸,断裂伸长率高达760%,明显高于纯PLLA 样品.随着拉伸温度的进一步升高(高于PLLA 和共混物的T g ),纯PLLA 样品的拉伸应力减小,断裂伸长率增加,在80℃时大于900%.相反地,在70和80℃时拉伸,PLLA /PEO 共混物的拉伸应变则随温度升高而降低.众所周知,拉伸曲线的差异与形变过程中的结晶和取向密切相关[17,20,23].因此,PLLA 和PLLA /PEO 共混物在不同温度下工程应力⁃应变曲线的差异也与样品在拉伸过程中形成的微观结构密切相关,尤其是当温度接近或高于T g 时,拉伸过程中还伴随着结晶的发生和晶区取向等变化.因此,本文利用原位2D⁃WAXS 技术进一步表征PLLA 和PLLA /PEO 共混物拉伸过程中的结晶结构和取向行为.选择的拉伸温度分别为60和80℃.Fig.2　Engineering stress⁃engineering stain curves of PLLA (A )and PLLA /PEO (mass ratio ,90∶10)blend (B )stretched at various temperatures (crosshead speed ,50μm /s )2.3　2D⁃WAXS 分析图3为PLLA 和PLLA /PEO(质量比,90∶10)共混物在60℃拉伸时的真应力⁃应变曲线及不同应变值时对应的2D⁃WAXS 图.从图3可知,未拉伸时,PLLA 样品为各向同性的弥散环,表明初始样品为无定形.拉伸初期(ε<200%),样品经历 屈服”后进入 颈缩阶段”.在散射图中,无定形散射环的强度在赤道方向有所增加.拉伸后期(ε>200%),样品发生应变硬化.赤道方向的散射环强度显著增加,集中为散射斑点,表明样品中分子链沿着拉伸方向择优取向.整个拉伸过程并未观察到PLLA 的α晶散射花样,一维WAXS 图中也只出现典型的无定形的馒头峰[图4(A)],表明在该温度下拉伸PLLA,样品始终为无定形状态,无明显的晶体生成.因此,在60℃下拉伸,PLLA 样品的整体取向和分子链的择优取向都不能诱导结晶的发生.0921高等学校化学学报 Vol.34　Fig.3　True stress⁃engineering⁃strain curves (A )and 2D⁃WAXS patterns (B ,C )collected at different appliedstrains during uniaxial tensile deformation of PLLA and PLLA /PEO (mass ratio ,90∶10)blend (B )at60℃(A)a .PLLA;b .PLLA /PEO;(B)PLLA;(C)PLLA /PEO.Strain(%):1.0;2.100;3.200;4.300;5.400;6.500;7.600;8.700.PLLA /PEO 共混物的WAXS 图和真应力⁃应变曲线与纯PLLA 显著不同.未拉伸时(ε=0),共混物的2D⁃WAXS 图中存在2个明显的散射环,对应的一维散射图在2θ=13.3°和15.23°处出现2个散射峰[图4(A)],分别对应着聚乳酸α或α′晶的(200)/(110)和(203)晶面散射[25],表明初始样品中含有少量的未取向晶体.拉伸初期(ε<300%),应力变化较小,(200)/(110)晶面散射环的强度在赤道方向有微弱的增强.ε>300%时为应变硬化阶段,(200)/(110)和(203)晶面散射环逐渐向赤道方向靠拢缩成弧,且强度显著增加,表明取向诱导结晶,结晶度增加.Stoclet 等[17]发现,样品在拉伸过程中需要一定量的结晶来形成物理交联网络,进而诱发应变硬化.本文结果表明,结晶在应变硬化前已经存在,表明应变硬化的出现和结晶形成的三维网络有关.随着应变继续增加,散射弧逐渐变短,并最终形成一个赤道方向的散射斑点,说明样品中分子链沿拉伸方向择优取向,导致拉伸应力进一步增加.Fig.4　WAXS intensity curves of PLLA (a i )and PLLA /PEO (mass ratio ,90∶10)blend (j q )stretched at 60℃(A )and 80℃(B )with stretch rate of 50μm /sCurves a i and j q are WAXS profiles under different strains,from 0to 800%at an increment of 100%,respectively.60℃的拉伸温度略低于PLLA 的T g ,PLLA 分子链处于冻结状态,样品的拉伸表现为典型的非晶态聚合物的应力应变行为,出现屈服㊁冷拉和应变硬化现象.而对于共混物而言,由于PEO 的加入增加了PLLA 链的柔韧性,T g 下降到55℃(低于60℃),分子链运动 解冻”,链段在很小的拉伸应力条件下易于沿着拉伸方向运动;随着应变的增加,分子链的取向增加,取向诱导结晶,拉伸应力迅速提高,出现应变硬化现象.图5结果表明,80℃拉伸时,未拉伸的PLLA 的散射弥散环表明初始样品仍然为无定形,且各向同性.拉伸初期(ε<400%),应力增加缓慢.赤道方向的无定形散射环的强度有所增加,在ε=300%时,赤道方向上出现了微弱的(200)/(110)和(203)晶面散射弧,表明样品中有微弱的晶体生成.当ε>400%后,应力随着应变迅速增加,出现应变硬化.硬化现象在应变值ε>400%时才出现,而结晶在ε=300%时已经出现,表明前期需要一定量的微晶来形成物理交联网络,从而引发应变硬化[17].此时,α晶的晶面散射聚集为赤道方向的散射点,且强度显著增加,表明分子链取向和结晶度增大,即取向诱导结晶.继续拉伸,应力迅速增加直至断裂.从图4可以看到,拉伸后期,晶面散射峰强度有所下1921　No.5　熊祖江等:聚左旋乳酸/聚氧化乙烯共混物的拉伸行为及结构转变降,可能是由于拉伸区域的截面积随拉伸倍数增加而减小,光斑大于样品直径,照射在样品表面的光斑面积显著减少,从而造成了峰强下降.由于相对强度下降,未采集样品拉伸至900%时的散射图.未拉伸共混物样品在80℃退火2min 后即已结晶,所以初始样品含有部分晶体.随着应变的增加,结晶速率增加,真应力与应变呈线性增加.二维和一维WAXS 图[图4(B)和图5(B)]也显示,共混物中α晶的(200)/(110)和(203)晶面散射环和一维散射图在2θ=13.3°和15.23°处出现散射峰强度显著增加,表明结晶度提高,并且α晶的2个晶面散射随着应变值增加逐渐向赤道方向增强而聚集成散射点,使共混物的取向增加.Fig.5　True stress⁃engineering⁃strain curves (A )and 2D⁃WAXS patterns (B ,C )collected at different appliedstrains during uniaxial tensile deformation of PLLA and PLLA /PEO (mass ratio ,90∶10)blend at 80℃(A)a .PLLA;b .PLLA /PEO;(B)PLLA;(C)PLLA /PEO.Strain(%):1.0;2.100;3.200;4.300;5.400;6.500;7.600;8.700.Fig.6　Crystallinity of PLLA (a )and PLLA /PEO (mass ration ,90∶10)blend (b ,c )versus plastic strain stretched at 60℃(b )and80℃(a ,c )通过对一维曲线分峰处理,计算得到拉伸过程中PLLA 及PLLA /PEO(质量比,90∶10)共混物的结晶度变化(图6).60℃时,PLLA 在拉伸过程中始终为无定形,没有明显的α晶形成,因此图6中没有该温度下PLLA 的结晶度变化曲线.共混物样品在拉伸初期,结晶含量随应变增加而逐渐增大,在应变值为300%时达到最大值,对应着前面所述真应力⁃应变曲线中真应力的显著增大.随拉伸应变的进一步增加,结晶度趋于稳定,后期稍微下降.80℃时,纯PLLA 样品在ε<200%时为无定形.进一步拉伸,PLLA 的结晶度随应变增大而迅速增加,在应变值为600%时达到最大值,对应于真应力⁃应变曲线中的应变硬化现象的出现.拉伸后期,样品结晶度趋于稳定.对于共混物样品来说,未拉伸时已经含有少量的结晶组分,拉伸初期结晶度随应变增加,在ε=100%时达到最大值,随后同样略微下降.纯PLLA 和共混物样品在拉伸后期结晶度的下降可能是实验时样品上光斑面积减少导致计算误差所致,也可能是由于拉伸后期应力大,达到了临界应变值,前期形成的部分晶体被破坏,导致结晶度轻微降低[13,18].PLLA 及其共混物在80℃拉伸时结晶速率有较大差异.由于PEO 的加入,PLLA 的结晶速率在拉伸初期显著增加,结晶度高于纯的PLLA 样品.随着拉伸的进行,尤其是达到高的应变值时,PLLA 的结晶度也迅速增加,纯PLLA 和PLLA /PEO 共混物的结晶度在高应变处趋于相近.2.4　拉伸样品的DSC 分析图7为PLLA 和PLLA /PEO(质量比,90∶10)在60℃下拉伸不同倍数样品的DSC 升温曲线.可以看到,纯PLLA 样品在105℃附近出现较大的冷结晶峰,在拉伸应变至200%时,PLLA 样品冷结晶峰变化较小,进一步提高拉伸应变,冷结晶峰位置向低温移动,表明拉伸取向降低了分子链的运动能垒,提高了PLLA 在后续升温过程中的结晶能力.应变值达到400%时,PLLA 样品冷结晶峰仍然存在,表明拉伸的PLLA 初始样品结晶度很低或者根本没有结晶,与WAXS 结果一致.拉伸应变为300%时,在2921高等学校化学学报 Vol.34　66℃处出现明显的吸热峰,且随着拉伸倍数的增加,吸热峰向高温方向移动.Lee 等[26]将吸热峰归于收缩过程中构象分布的改变,随拉伸应变的增加,热收缩和热焓值变化增大,熔融峰增强;而Stoclet 等[17]认为吸热峰可能是介晶相的熔融峰,介晶相的含量随着拉伸应变的增加而增加,熔融峰强度增加且向高温移动.在60℃下拉伸PLLA /PEO 共混物,低应变条件下同样出现冷结晶峰,但随着拉伸应变增加,强度逐渐降低,在高应变时消失.表明共混物样品随着拉伸应变增大结晶含量增加,取向诱导结晶效应明显.共混物样品并没有出现T g 附近的吸热峰,这可能是因为柔性链PEO 的加入提高了PLLA 的结晶能力,进而减少了升温过程中样品的热收缩或样品中形成的介晶相含量少所致.Fig.7　DSC heating scans of PLLA (a f )andPLLA /PEO (mass ratio ,90∶10)blend (g h )stretched to different strains at 60℃Curves a f and g n are DSC profiles under differentstrains(0 700%)at an increment of 100%,respec⁃tively.Fig.8　DSC heating scans of PLLA (a i )and PLLA /PEO (mass ratio ,90∶10)blend (j o )stretched to different strains at 80℃Curves a i and j o are DSC profiles under differentstrains(0 800%)at an increment of 100%,respec⁃tively.图8为PLLA 和PLLA /PEO(质量比,90∶10)共混物在80℃下拉伸不同倍数样品的DSC 曲线.随着拉伸应变增大,纯PLLA 的冷结晶峰向低温移动,且熔融前冷结晶峰消失,熔融峰位置向低温方向移动,峰形更加尖锐.拉伸至600%时,冷结晶峰消失.进一步拉伸,在T g 附近重新出现冷结晶峰,且逐渐向高温方向移动,熔融峰峰形变宽,强度下降.表明拉伸后期拉伸样品的部分晶体结构遭到破坏,结晶度和完善度下降,故在DSC 升温过程中,这部分被破坏的晶体易于重新形成完善晶体,出现冷结晶峰.该结果与WAXS 研究中拉伸后期样品的晶体衍射峰强度下降一致.在80℃拉伸的PLLA /PEO 共混物样品,DSC 升温曲线中没有出现冷结晶峰,表明拉伸过程中共混物样品已经结晶.综上所述,高分子量PEO 与PLLA 为非均相体系,共混物易形成两相结构.在不同温度下拉伸PLLA 和PLLA /PEO(质量比,90∶10)共混物,两者呈现出不同的拉伸行为和结晶结构演变规律.当拉伸温度(T s =60℃)在PLLA 的T g 附近时,纯PLLA 拉伸样品呈现无定形状态.柔性PEO 分子链的加入显著提高了PLLA 在该温度下的拉伸断裂伸长率和结晶速率,共混物的结晶度随着拉伸应变的增大而增加.在T s >70℃时,纯PLLA 和PLLA /PEO(质量比,90∶10)样品在拉伸过程中取向诱导结晶,但共混物样品的结晶速度高于纯PLLA 样品.结果表明,PEO 的加入能显著提高PLLA 的结晶速率和韧性,为PLLA 的成型加工和增韧改性提供了理论参考.参　考　文　献[1]　Fambri L.,Pegoretti A.,Fenner R.,Incardona S.D.,Migliaresi C.,Polymer ,1997,38(1),79 85[2]　Drumright R.E.,Gruber P.R.,Henton D.E.,Adv.Mater .,2000,12,1841 1846[3]　Pang X.A.,Zhuang X.L.,Tang Z.H.,Chen X.S.,Biotechnology Journal ,2010,5(11),1125 1136[4]　Xing Q.,Zhang X.,Dong X.,Liu G.,Wang D.,Polymer ,2012,53(11),2306 2314[5]　Meaurio E.,Zuza E.,Sarasua J.R.,Macromolecules ,2005,38(4),1207 1215[6]　Kim H.S,Park B.H.,Choi J.H.,Yoon J.S.,Journal of Applied Polymer Science ,2008,109(5),3087 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Behavior of Poly(L⁃lactide)/Poly(ethylene oxide)BlendXIONG Zu⁃Jiang1,ZHANG Xiu⁃Qin2*,LIU Guo⁃Ming1,ZHAO Ying1,WANG Rui2,WANG Du⁃Jin1(1.Beijing National Laboratory for Molecular Sciences,CAS Key Laboratory of Engineering Plastics,Institute of Chemistry,Chinese Academy of Sciences,Beijing100190,China;2.Beijing Key Laboratory of Clothing Materials R&D and Assessment,School of Materials Science&Engineering,Beijing Institute of Fashion Technology,Beijing100029,China)Abstract　Poly(L⁃lactic acid)(PLLA)and PLLA/ultra high molecular weight poly(ethylene oxide)(PEO) blend were prepared by melt⁃mixing,respectively.The morphology and the stretching behavior as well as their dependence on stretching temperatures of PLLA and PLLA/PEO blend were studied with a combination of dif⁃ferential scanning calorimetry(DSC),scanning electron microscopy(SEM),and in⁃situ synchrotron wide⁃an⁃gle X⁃ray scattering(WAXS).The PLLA/PEO blend exhibited phase⁃separated morphology,with PEO parti⁃cles as dispersed phase evenly distributed in PLLA matrix.The addition of PEO remarkably decreases the glass transition temperature(T g)and increases the crystallization rate of PLLA.The fracture strain of PLLA/PEO blend increases drastically under uniaxial stretching at different temperatures of25 60℃.At lower stretching temperature(60℃),the crystallization rate and fracture strain of PLLA/PEO blend increase.At higher stretching temperature(80℃),the fracture stain of the blend is lower than that of the pure PLLA,while the crystallization rate is still higher than that of PLLA.Keywords　Poly(L⁃lactic acid);Ultra high molecular weight poly(ethylene oxide);Stretching behavior; Crystallization(Ed.:W,Z)。