嵌段共聚物由于能发生微观相分离，形成有序的纳米微结构，而成为倍受人们关注的软物质材料。随着合成方法的发展以及合成技术的提高，改变嵌段共聚物的链拓扑结构已经成为调控嵌段共聚物有序微结构的强有力的方法。然而目前的实验和理论工作大多集中在研究简单的线形嵌段共聚物和星形嵌段共聚物的微观相分离行为，而对一些具有复杂链拓扑结构嵌段共聚物相的行为研究还比较少，使得人们在嵌段共聚物的链拓扑结构对微相分离行为影响的理解还有待提高。因此，本论文就是针对一些具有复杂链拓扑结构的嵌段共聚物及其混合体系的宏观相分离和微观相分离行为进行了细致的研究，并预测了几类典型体系的相图。　　 首先我们用实空间的自洽场方法研究了H形A2BC2嵌段共聚物的相行为。在H形A2BC2嵌段共聚物中，在骨架嵌段B的一个末端接了两A嵌段，即：A1嵌段和A2嵌段，另一个末端接了两C嵌段，即：C1嵌段和C2嵌段。发现了四种稳定的相形貌，分别是：层状相结构(Lamellar Phase，LAM).六方格子结构(Hexagonal Lattice Phase，HEX)，核壳六方堆积结构(Core Shell Hexagonal LatticePhase，CSH)以及互穿四方格子结构(Two Interpenetrating Tetragonal Lattice，TET2)。随着fA1/fA=fC1/fc的减少，H形A2BC2嵌段共聚物的链结构经历了从对称H形A2BC2嵌段共聚物、到不对称H形A2BC2嵌段共聚物、最后到线形ABC嵌段共聚物，其间，H形A2BC2嵌段共聚物的相图发生了很大的变化。当fA1/fA=fC1/fc从0.5逐渐减少到0时，即H形A2BC2嵌段共聚物变为线形ABC嵌段共聚物，发现相图中LAM形貌所占的区域逐渐增加，而HEX形貌所占的区域逐渐减少。当fA1/fA=fC1/fc从0.3减少到0.2时，我们发现TET2形貌代替了fA1/fA=fC1/fC>0.3时该格点的LAM形貌。　　 此外，我们还用实空间的自洽场方法研究了H形(AB)2C(BA)2嵌段共聚物和线形ABCBA嵌段共聚物的相行为。从线形ABCBA嵌段共聚物的相图我们可以看到，除了少数几个格点之外，大多数格点存在A-C镜面对称。这说明在形成的微结构中，A嵌段和C嵌段在一定程度上具有相似的行为。H形(AB)2C(BA)2嵌段共聚物的相图与线形ABCBA嵌段共聚物相比，相图上的大部分区域被CSH所占据，其主要原因是B-C界面的不对称。　　 除了研究H形嵌段共聚物之外，我们还设计了一种复杂的π形嵌段共聚物。π形ABC嵌段共聚物是一个很好的研究嵌段共聚物微相分离行为的模型体系。在π形ABC嵌段共聚物中，B嵌段和C嵌段将骨架嵌段A分成了三个部分，即：嵌段A1、嵌段A2和嵌段A3。通过系统改变两个支化点的位置，π形ABC嵌段共聚物的结构可以从星形变到线形。在这部分工作，笔者在固定两个支化嵌段长度的条件下，通过系统地改变嵌段A1、嵌段A2和嵌段A3的体积分数，得到了一定Flory-Huggines相互作用参数下体系的三角形相图。对于具有相等支化长度的π形ABC嵌段共聚物来说，看到，从不同的星形嵌段共聚物到线形嵌段共聚物经历了同样的有序一有序转变。但对于支化长度不相同的π形ABC嵌段共聚物，从不同的星形嵌段共聚物到线形嵌段共聚物所经历了不同的有序一有序转变。当我们较长的支化嵌段固定在骨架嵌段A的一端而将较短的支化链段缓慢地移向骨架嵌段A的另一个端点，则其能更快地达到与线形嵌段共聚物相同的形貌。　　 在实际应用中，如果采用合成具有复杂拓扑结构嵌段共聚物的方法来控制体系的微观形貌是很不经济的。因为从实验角度来讲，合成具有单分散的具有特定链结构的嵌段共聚物并不容易，所以，一种比较简单的方法是在嵌段共聚物体系中引入均聚物来改变体系的相分离行为，从而改变体系的有序形貌。但是，共混不仅增加了体系的相空间，而且会引起均聚物和嵌段共聚物之间宏观相分离的发生。由于受到实验条件的限制，从实验角度细致地研究宏观相分离和微观相分离之间的关系还比较困难，于是，通过理论及模拟方法研究这种复杂共混体系的相分离行为就非常重要。在本论文的最后一章，笔者详细研究了梳形Am+1Bm嵌段共聚物和均聚物A混合体系的宏观相分离和微观相分离行为。首先，笔者用无规相近似方法计算了体系的宏观相分离和微观相分离的Spinodal曲线，然后我们用实空间的自洽场方法计算了该体系的相图。这里必须指出的是，实空间的自洽场方法不能告诉我们准确的相边界。比较梳形Am+1Bm嵌段共聚物和均聚物A混合体系与两嵌段共聚物和均聚物A共混物的相行为，笔者发现，AB两嵌段共聚物由于微相分离所形成的有序结构更容易被均聚物A所溶胀(Swell)，而对梳形Am+1Bm嵌段共聚物和均聚物A混合体系来说，要形成一个由A形成核的微结构几乎是不可能的。