1. 嵌段共聚物非平衡態自組裝行為及其機理
嵌段共聚物體系在納米尺度上形成的有序結構是獲取新型高分子材料所需要的聚集態結構的重要來源之一。但是，由于線形AB兩嵌段共聚物體系能夠形成的穩定納米有序結構數目十分有限，而采用多組分嵌段共聚物體系和更為復雜的高分子鏈拓撲結構來獲取所需要的穩定納米有序結構又需要十分復雜的化學合成過程，不利于成本的降低，因此，如何調控簡單嵌段共聚物體系的非平衡態結構演化動力學過程來獲取所需要的納米有序結構(非平衡態過程控制自組裝)就變得十分具有吸引力。其中的關鍵在于如何構建簡單嵌段共聚物體系中的不穩定狀態，從而使由構建的不穩定狀態出發的非平衡態結構演化動力學過程最終到達人們所需要的納米有序結構。盡管由非平衡態結構演化動力學過程俘獲的納米有序結構一般是亞穩定的，但是，由于嵌段共聚物體系具有極其崎嶇不平的自由能曲面，穩定的納米有序結構和亞穩定的納米有序結構之間的勢壘與體系中高分子鏈的數密度成正比，因此，所俘獲的亞穩定納米有序結構在實驗上一般都具有分鐘或者小時量級的存在時間，可以采用快速降溫至玻璃化轉變溫度以下或者使高分子鏈之間快速交聯等方法來進行穩定。
我們分別采用組分的快速化學轉變、階躍剪切形變、快速壓力變化給出了構造嵌段共聚物體系中不穩定狀態的三種途徑，系統研究了從這些不穩定狀態出發的非平衡態結構演化動力學過程，建立了與平衡態相圖完全不同的、由非平衡態結構演化動力學過程俘獲的結構狀態的分布圖。其中，采用組分的快速化學轉變和快速壓力變化俘獲的納米有序結構都是亞穩定的，而采用階躍剪切形變俘獲的則都是假亞穩定的納米有序結構(橢球和橢圓柱等)，即：擁有亞穩定狀態的生存時間、但存在微弱殘余應力的結構。
圖：由非平衡態結構演化動力學過程俘獲的結構狀態的分布圖，分別采用組分的快速化學轉變(左圖)和階躍剪切形變(右圖)獲得，其中，左圖中的fA和fA*分別表示組分的快速化學轉變前后的A組分的體積分數，右圖中的γ表示階躍剪切應變的大小。
2. 聚合物非平衡態場論研究及其數值運算
基于柔性高斯鏈模型的聚合物自洽場理論是描述高分子復雜體系最為精確的平均場理論之一，在研究和預測高分子復雜體系的平衡態性質方面取得了十分巨大的成功。然而，由于在獲取自洽場方程組時對組分空間密度分布和與組分空間密度分布相對應的勢場都進行了平均場近似(正解聚合物自洽場理論)，目前的聚合物自洽場理論僅僅能夠獲取熱力學平衡狀態和亞穩定狀態的性質，即自由能曲面上的全局最小值點和局域極小值點，不能夠獲取不穩定狀態的非平衡態性質。
為了能夠獲取高分子復雜體系中不穩定狀態的非平衡態性質，我們建立了兩種反解聚合物自洽場理論的高效率新數值求解技術。不同于正解聚合物自洽場理論時被研究體系的組分空間密度分布和與組分空間密度分布相對應的勢場可以通過自洽迭代的方式同時進行獲取，反解聚合物自洽場理論首先固定被研究體系的非平衡態組分空間密度分布，然后再采用新建立的兩種迭代方法獲取與組分空間密度分布相對應的勢場。因此，在被研究體系的組分空間密度分布已知的情況下，采用這兩種反解聚合物自洽場理論的高效率新數值求解技術可以獲取相應自由能曲面上任意狀態的性質，尤其是多種不穩定狀態的非平衡態性質(體系的自由能和組分的化學勢等)，突破了傳統聚合物自洽場理論僅僅能夠研究熱力學平衡狀態和亞穩定狀態的局限和計算技術瓶頸。