Dans une approche de dimensionnement en fatigue basée sur un critère multiaxial, les paramètres d’entrée ducritère (contraintes, déformations, termes énergétiques) sont généralement calculés sur un état stabilisé. Dans lesmétaux, il s’agit souvent du premier cycle, en supposant que le matériau se comporte élastiquement ou présente desprocessus de plasticité très localisés. Dans les matériaux viscoélastiques comme les polymères, l’évolutionsignificative de la raideur en début de cyclage soulève la question de la stabilisation du cycle sur lequel lesparamètres mécaniques devraient être calculés. Un enjeu majeur est donc de définir et prédire cet état stabilisé, c’està dire non seulement l’évolution de la déformation moyenne qui accompagne le cyclage mais aussi la bouclestabilisée elle-même et les contributions énergétiques pertinentes. Pour être applicable à des structures, le modèledoit conserver un formalisme aussi maniable que possible.Dans cette étude, réalisée sur les 1000 premiers cycles de la vie d’un polyéthylène, il est montré, par des essaisde recouvrance, que la contribution viscoélastique à l’évolution de la déformation moyenne est majoritaire. Unintérêt particulier est donc porté à la caractérisation expérimentale et à la modélisation macroscopique de cet aspectdu comportement.La première partie du travail est menée dans un cadre purement mécanique. L’accumulation cyclique estétudiée expérimentalement au cours des premiers 1000 cycles à force contrôlée et faible fréquence, à la températureambiante. L’influence de la fréquence et du rapport de charge sur la réponse viscoélastique est étudiée. Lacomparaison d’essais de traction et de cisaillement de type Iosipescu permet de discuter les parts volumique etdéviatorique. Un modèle viscoélastique non linéaire isotherme en petites déformations est proposé dans le cadre dela Thermodynamique des Processus Irréversibles.Dans la deuxième partie, l’étude expérimentale et théorique est étendue au cadre thermo-mécanique. Latempérature est en effet intrinsèquement couplée à la viscoélasticité dans les polymères ; cet effet peut conduire àdes auto-échauffements importants. Les mêmes essais de traction et cisaillement sont réalisés par le LMGC deMontpellier avec une métrologie différente : la mesure de champs de température et déformation au cours de l’essaipermet de calculer les différents termes de l’équation de diffusion de la chaleur et d’accéder aux sources de chaleur.Ces résultats expérimentaux sont analysés et confrontés à une extension du modèle thermo-viscoélastique dumodèle dans laquelle le couplage est introduit via la thermo-élasticité (par la déformation volumique) et via ladissipation visqueuse (sur la base du principe d’équivalence temps-température). / Fatigue design approaches based on fatigue life criteria require as an input mechanical parameters (stress orstrain components or equivalent measurements, energetic terms) usually calculated over the first cycle, assumingthat the material behaves elastically or exhibits highly localized plasticity processes. In viscous materials likepolymers, such approaches raise the question of the stabilization of the cycle over which the mechanical parametersshould be computed. The challenge is not only to predict the ratcheting strain but also the stabilized loop itself andthe relevant energetic contributions, within a formalism as simple as possible to be used for structure simulations.In this study conducted in polyethylene, a special interest is paid on the viscoelastic contribution, expected tohighly contribute in the low stress range of high-cycle fatigue. A challenge is to accurately capture two time scales,i.e. the long term scale of strain ratcheting and the short term scale of the cycle itself.In the first part, cyclic accommodation is experimentally investigated over the first thousand cycles of forcecontrolledtests at room temperature. Viscoelasticity tackles in a specific way the frequency and mean stresssensitivity which are both varied in the experiments. Viscoelasticity also questions the volume / deviator partition:tension and shear tests are compared to highlight this point.After establishing from recovery tests that viscoelasticity mainly contributes to the ratcheting strain in bothexperiments series, a small-strain non-linear viscoelastic model is proposed in the framework of Thermodynamicsof Irreversible Processes. The aim is to capture the ratcheting strain evolution and recovery kinetics, as well as thestabilized loop area and dynamic modulus. The mean strain kinetics and non-recoverable term appearunderestimated, due to the fact that inelastic strain parts are not taken into account in the model. On the other hand,the loop area and rigidity are reasonably predicted.Volume / deviatoric contributions are on two counts an open issue, because of their different contribution tothermoelastic coupling. Thermo-mechanical coupling is examined in the last part of the presentation, by couplingthe above described model to temperature and analyzing the resulting heat sources evolution.

En plasturgie, la maîtrise de la régulation thermique des outillages apparaît aujourd'hui comme une des composantes essentielles de l'amélioration de la productivité des procédés et de la qualité des produits. S'inscrivant dans le contexte du développement d'outils numériques dédiés à l'optimisation de la «fonction refroidissement» des outillages, ce travail répond à deux besoins. Le premier est la nécessité de disposer d'un modèle précis du comportement thermique des polymères semi-cristallins au cours du refroidissement et de l'influence de cette phase sur la microstructure du matériau, conditionnant ses propriétés finales. Un modèle numérique de la cristallisation d'un polymère soumis à un écoulement anisotherme est développé. Le 1er invariant du tenseur des extracontraintes, représentatif du comportement rhéologique viscoélastique du matériau, est considéré comme la force motrice d'une germination additionnelle s'ajoutant à la germination induite par la thermique. La croissance de ces germes est décrite par deux systèmes d'équations de Schneider. Le modèle est ensuite appliqué la cristallisation d'un polypropylène isotactique dans un écoulement de cisaillement (écoulement de Couette). Les effets thermiques et rhéologiques sur la cristallisation sont alors quantifiés en termes d'accélération de la cinétique et de répartition morphologique finale (type, densité et tailles moyennes des cristallites). D'autre part, l'optimisation des performances thermiques des outillages fait appel à des techniques de mesure du transfert de chaleur précises, fiables et adaptées aux contraintes du procédé, dans le but d'alimenter et de valider les simulations numériques. Une technologie innovante d'instrumentation thermique est mise en oeuvre sur un moule d'injection, sous forme d'un insert fluxmétrique, afin d'évaluer localement les transferts de chaleur entre le polymère et l'outillage. L'influence des conditions d'injection sur la réponse du capteur est analysée. Les « signatures thermiques » du procédé ainsi obtenues permettent de valider un modèle simplifié des transferts thermiques lors de la phase de refroidissement

Dans une approche de dimensionnement en fatigue basée sur un critère multiaxial, les paramètres d'entrée ducritère (contraintes, déformations, termes énergétiques) sont généralement calculés sur un état stabilisé. Dans lesmétaux, il s'agit souvent du premier cycle, en supposant que le matériau se comporte élastiquement ou présente desprocessus de plasticité très localisés. Dans les matériaux viscoélastiques comme les polymères, l'évolutionsignificative de la raideur en début de cyclage soulève la question de la stabilisation du cycle sur lequel lesparamètres mécaniques devraient être calculés. Un enjeu majeur est donc de définir et prédire cet état stabilisé, c'està dire non seulement l'évolution de la déformation moyenne qui accompagne le cyclage mais aussi la bouclestabilisée elle-même et les contributions énergétiques pertinentes. Pour être applicable à des structures, le modèledoit conserver un formalisme aussi maniable que possible.Dans cette étude, réalisée sur les 1000 premiers cycles de la vie d'un polyéthylène, il est montré, par des essaisde recouvrance, que la contribution viscoélastique à l'évolution de la déformation moyenne est majoritaire. Unintérêt particulier est donc porté à la caractérisation expérimentale et à la modélisation macroscopique de cet aspectdu comportement.La première partie du travail est menée dans un cadre purement mécanique. L'accumulation cyclique estétudiée expérimentalement au cours des premiers 1000 cycles à force contrôlée et faible fréquence, à la températureambiante. L'influence de la fréquence et du rapport de charge sur la réponse viscoélastique est étudiée. Lacomparaison d'essais de traction et de cisaillement de type Iosipescu permet de discuter les parts volumique etdéviatorique. Un modèle viscoélastique non linéaire isotherme en petites déformations est proposé dans le cadre dela Thermodynamique des Processus Irréversibles.Dans la deuxième partie, l'étude expérimentale et théorique est étendue au cadre thermo-mécanique. Latempérature est en effet intrinsèquement couplée à la viscoélasticité dans les polymères ; cet effet peut conduire àdes auto-échauffements importants. Les mêmes essais de traction et cisaillement sont réalisés par le LMGC deMontpellier avec une métrologie différente : la mesure de champs de température et déformation au cours de l'essaipermet de calculer les différents termes de l'équation de diffusion de la chaleur et d'accéder aux sources de chaleur.Ces résultats expérimentaux sont analysés et confrontés à une extension du modèle thermo-viscoélastique dumodèle dans laquelle le couplage est introduit via la thermo-élasticité (par la déformation volumique) et via ladissipation visqueuse (sur la base du principe d'équivalence temps-température).

L’effet du confinement de la phase amorphe lors de la cristallisation du poly(éthylène téréphtalate) et du poly(acide lactique) a été étudié à multi-échelles. Ces polymères peuvent exister sous forme amorphe et semi-cristalline. La relation entre la microstructure et les propriétés viscoélastiques des matériaux a été mise en évidence par les expériences en diffusion des rayons X aux petits angles (SAXS) et aux grands angles (WAXS), en Calorimétrie différentielle à balayage (DSC), en traction, en analyseur mécanique dynamique (DMA) et en nanoindentation. La différence de la structure moléculaire du PET et du PLA est essentielle pour leur comportement physique et mécanique. Au cours de la cristallisation, une autre phase amorphe dont le comportement mécanique est plus rigide que la phase amorphe traditionnelle a été formée. La DSC permet de quantifier la dépendance de la fraction de cette phase amorphe rigide en fonction du taux de cristallinité. La technique de diffusion des rayons X permet d’étudier l’évolution de la microstructure (dimension de cristallites, épaisseur des phases) lors de la cristallisation. Le comportement mécanique des polymères a été étudié à différentes échelles. Les essais de DMA permettent non seulement d’étudier le comportement viscoélastique macroscopique des polymères mais aussi de quantifier les propriétés viscoélastiques de chaque phase amorphe via leur température de transition vitreuse. Cela a été utilisé comme données d’entrée dans des modèles micromécaniques. La nanoindentation permet de mesurer les propriétés mécaniques du matériau à son extrême surface. Dans la dernière partie, une approche des propriétés mécaniques macroscopiques des matériaux a été réalisée par des modèles micromécaniques d’homogénéisation en se basant sur la morphologie matrice-inclusion. / The signature of confinement effect onto the mechanical properties of the amorphous phase during crystallization of two polymers, Polyethylene terephthalate (PET) and poly(lactic acid) (PLA) was investigated at multi-scale. The two polymers have the advantage of being either in bulk amorphous or in semi-crystalline state. The relation between the microstructure and the viscoelastic properties of materials is put light on by the experiments of X-Ray Scattering, differential scanning calorimetry (DSC), by tensile strength tests, by dynamic mechanical analysis (DMA) and by nanoindentation. The difference in molecular structure of PET and PLA is essential for their physical and mechanical behavior. During crystallization, the second amorphous phase whose mechanical behavior is more rigid than conventional amorphous phase was formed. DSC is used to quantify the rigid amorphous fraction dependence on the crystallinity. The technique of X-ray scattering is used to study the evolution of the microstructure (crystallite size, lamella thickness) during crystallization. The mechanical behavior of materials was studied at different scale. DMA tests allow not only to study the macroscopic behavior of viscoelastic polymers but also to quantify the viscoelastic properties of each amorphous phase through their glass transition temperature. This was used as input data in micromechanical models. Nanoindentation is used to measure the mechanical properties of the materials at the extreme surface. In the last part, the homogenization micromechanical modeling was performed based on the matrix - inclusion morphology in order to predict the macroscopic mechanical behavior laws of materials.

Deux séries d'échantillon à base de PVDF ont été élaborées avec différentes fractions de dioxyde de titane TiO2 en utilisant deux modes d'élaboration : dispersion des nanoparticules de TiO2 par voie fondue habituelle et génération des charges de TiO2 basée sur des réactions d'hydrolyse-condensations d'un alkoxyde de titane (le n-tétrabutoxyde de titane). Dans cette étude, quatre techniques ont été utilisées pour étudier les processus de relaxation dans les polymères semi-cristallins. Le microscope électronique à balayage (MEB) pour étudier la dispersion des nanoparticules de TiO2 dans la matrice PVDF. La calorimétrie différentielle à balayage (DSC) a été utilisée dans cette étude pour caractériser thermiquement les échantillons polymériques semi-cristallins. L'analyse thermo-gravimétrique (ATG) a été utilisée pour voir l'effet de nanoparticules sur les propriétés thermiques du PVDF. De plus, la technique de spectroscopie diélectrique a été utilisée dans la thèse pour étudier l'influence du processus d'élaboration sur la mobilité moléculaire trouvée dans ces systèmes. On a montré que le comportement de ces nanocomposites est proche de celui de PVDF pur. Les changements principaux observés sont le ralentissement de la dynamique de la relaxation alpha (associée à la température de transition vitreuse) et la relaxation alpha c (associée à la phase cristalline) en fonction de l'augmentation de fraction volumique TiO2. L'existence des charges piégées aux interfaces qui met en cause la présence de la polarisation interfaciale (IP) dans les différents nanocomposites a aussi été analysée. Les additions de TiO2 diminuent la mobilité des chaînes polymériques ce qui rend difficile l'orientation des dipôles électriques et augmente l'énergie d'activation de la relaxation de polarisation interfaciale / Polyvinylidene fluoride (PVDF) films have been filled with different volume fraction of titanate dioxide TiO2 using two ways : dispersion in the melt or in-situ generation based on the hydrolysis-condensation reactions of titanium alkoxide inorganic precursor premixed with PVDF under molten conditions. In this study, four techniques were used to study the relaxation processes in the semi-crystalline polymers. The scanning electron microscope (SEM) was introduced in the field of polymer science to study the dispersion of TiO2 nanoparticules in the PVDF matrix. The differential scanning calorimetry (DSC) was used in this study to thermally characterize the semi-crystalline polymer samples. Thermal gravimetric analysis (TGA) was used to see the effect of nanoparticles on the thermal properties of PVDF. In addition, the dielectric spectroscopy technique was used in the thesis to study the influence of the process on the molecular mobility found in these systems. It was shown that the behavior of PVDF as a matrix in these nanocomposite is close to that of pure PVDF. The main changes observed is the slowing down of the dynamics of the alpha a (associated to the glass transition temperature) and the alpha c (associated to the crystalline phase) relaxations as a function of the TiO2 volume fraction increase. The existence of charge carriers trapping at the interfaces related to the interfacial polarization (IP) in the different nanocomposites has also been analyzed. The additions of TiO2 decrease the mobility of the polymer chains which makes difficult the orientation of electric dipole moment ending in an increase of the energy of activation of IP relaxation

De part leur grande consommation, les pièces en élastomère vulcanisé sont une source importante de déchets. Une des voies de revalorisation de ces matériaux est leur réutilisation sous forme de particules dans des composites à matrice polymère, afin de diminuer leur rigidité et d'augmenter leur résistance aux chocs de faible énergie. Cette étude est ainsi née d'une collaboration entre le LIMATB et la Technische Universität Chemnitz, qui développe ce concept de matériaux.<br /><br />L'objectif de cette étude est la caractérisation expérimentale et la modélisation du comportement mécanique de composites thermoplastiques élastomères (TPE). Ces matériaux sont composés d'une matrice en homopolymère polypropylène isotactique (PP) et de particules d'élastomère recyclées à base d'éthylène propylène diène monomère (EPDM). La nature complexe du PP nous a incité à développer un modèle micromécanique, en distinguant dans ce polymère une phase amorphe et une phase cristalline. A partir d'un motif représentatif permettant d'estimer les propriétés élastiques du PP en fonction du taux de cristallinité, un modèle micromécanique de type autocohérent généralisé est comparé à un modèle macroscopique plus simple pour décrire son comportement élastoviscoplastique. La loi de comportement des TPE est construite, via une démarche d'homogénéisation, à partir du comportement mécanique des particules d'EPDM et de la loi macroscopique déterminée pour le PP. Les prévisions des modèles sont analysées et comparées aux résultats d'essais de flexion, de traction et d'indentation. Les modèles développés ont été implantés dans le code « éléments finis » Abaqus afin de permettre le calcul de pièces industrielles.

Cette étude doctorale porte sur une matrice polyamide 6.6, utilisé dans les matériaux renforcé fibre de verre courtes, et consiste en la mise en place d'une modélisation thermomécanique, autour de la transition mécanique α du polymère. Une première partie consiste en la mise en évidence expérimentale du comportement thermomécanique du matériau de l'étude. Une campagne d'essais mécanique en traction et cisaillement a été menée, où un effort important sur le protocole expérimental a été mené. Les techniques d'analyse de déformation par corrélation d'images, et de suivi pyrométrique de la température ont, par exemple, été utilisées. La construction de la base expérimentale met à profit les équivalences vitesses / températures, sur une gamme de température comprise entre -10° et +60°, et une gamme de vitesse de déformation comprise entre 10-4 et 10 s-1, soit 21 décades suivant la grandeur caractéristique de ces essais, i.e. la vitesse de déformation équivalente à une température de référence. Une seconde partie consiste en un développement d'un modèle de comportement visco-hyperélastique, décrit dans le cadre formel de la thermodynamique des processus irréversible, et physiquement basé sur les modèles de statistique de chaînes modifiés. L'introduction d'un processus de relaxation, d'une partie de l'énergie élastique emmagasinée dans le réseau comme source d'anélasticité entropique a été proposée, puis confrontée avec la base expérimentale. Le modèle prend en compte les couplages thermomécaniques forts, et permet, avec un nombre de paramètres réduits, de représenter le comportement global de l'ensemble de nos essais expérimentaux.

Le PolyAmide 6 (PA6) est un polymère semi-cristallin couramment utilisé dans des structures sollicitées en fluage. A température ambiante, le PA6 présente une viscosité importante. L'objectif de cette étude consiste à analyser d'une part, le comportement mécanique du PA6, et d'autre part de comprendre les mécanismes d'amorçage et de propagation de fissures, sous chargement statique à température ambiante. Des essais mécaniques ont été réalisés sur éprouvettes axisymétriques lisses et entaillées, avec différents rayons en fond d'entaille. Des courbes contraintes / déformations ont été obtenues à partir d'essais de traction monotone, à différentes vitesses de chargement. Ensuite, des essais de fluage ont été réalisés pour décrire l'évolution de la déformation de fluage en fonction du niveau de contrainte appliquée. Un stade de fluage secondaire stabilisé a d'ailleurs été observé et deux régimes de vitesse de déformation de fluage, dépendant du niveau de contrainte appliquée, ont été mis en évidence. Des observations microscopiques, après cryofractographie, ont permis de révéler la microstructure sphérolitique initiale du PA6 de l'étude. Une porosité initiale de 1,5% a également été mise en évidence. Les analyses réalisées, à la suite d'essais interrompus ou surdes faciès de rupture, ont permis de mettre en évidence les mécanismes de déformation et d'endommagement. Aussi, les observations des faciès de rupture ont clairement mis en évidence les mécanismes de transition entre les zones ductiles et la rupture finale fragile. Il semblerait enfin que le régime ductile, basé sur la croissance et la coalescence des cavités, évolue différemment en fonction du taux de triaxialité des contraintes. Les essais de fluage sur éprouvettes lisses ont permis l'identification des paramètres matériaux nécessaires aux modélisations analytique et par Eléments Finis. Des modèles multimécanismes, physiquement motivés et dédiés au calcul par Eléments Finis, sont proposés, prenant en compte le taux de cristallinité. On se propose d'utiliser les outils de la Mécanique Non Linéaire de la Rupture pour estimer la durée de vie d'une structure : l'approche globale permet d'établir une courbe maîtresse reliant le temps à rupture au paramètre de chargement C*. Les résultats des essais sur éprouvettes fissurées ont permis de calcul le paramètre C*. Enfin des modèles multimécanismes, physiquement motivés et dédiés au calcul par Eléments Finis, ont été développés pour modéliser le comportement de structures en PA6. Une modélisation couplée entre comportement et endommagement a été proposée afin de tenter de prendre en compte l'ensemble des résultats et conclusions apportées dans les thématiques précédentes. L'utilisation de la Mécanique des Milieux Poreux permet notamment de simuler la croissance des cavités lors du régime de fissuration ductile. L'influence des coefficients relatifs à l'endommagement a été décrite. L'accès aux variables locales ainsi qu'aux tenseurs des contraintes et déformations, propres aux phases amorphe et cristalline, est possible : l'évolution de la porosité propre à chaque phase a ainsi été analysée, en comparaison des mécanismes d'endommagement précédemment décrits.

Les mécanismes de déformation de trois polymères semi-cristallins à morphologie sphérolitique ont été étudiés par microscopie à force atomique in situ à l'aide d'une machine de traction. Le polyamide 6, le polybutène et le polycaprolactone utilisés lors de cette étude se déforment tous par fragmentation lamellaire. Des micro-craquelures ont également été observées dans le polybutène. Ces deux mécanismes s'amorcent dès la fin du domaine élastique. Ils sont tous deux à l'origine d'une déformation permanente et d'une dégradation des propriétés mécaniques. Ces constations expérimentales ont conduit à l'hypothèse d'un couplage entre plasticité et endommagement. Après avoir identifié la contribution visqueuse pour chaque matériau, l'endommagement et la déformation plastique ont été mesurés par des essais de traction charge/décharge. Il s'est avéré que dans les trois matériaux de l'étude, l'évolution du dommage en fonction de la déformation plastique suit une unique loi malgré les nombreuses différences structurales (épaisseur des lamelles, diamètre des sphérolites, température de transition vitreuse . . .). Une loi de comportement a été établie d'une part sur le concept qu'un polymère semi-cristallin est constitué d'un réseau macromoléculaire bridé par la structure cristalline et d'autre part sur la constatation que la destruction de la structure cristalline induit un endommagement régi par la loi précédemment identifiée. Cette loi a été implémentée dans un code de calcul éléments finis. Elle permet de reproduire très convenablement les essais de traction monotones et cycliques de l'étude et de prédire le comportement en relaxation des polymères semi-cristallins.

Ce travail est consacré à l’élaboration et à la caractérisation de couches minces de parylène D déposées par dépôt chimique en phase vapeur (CVD) sous forme de films de quelques microns d’épaisseur. L’objectif de l’étude est d’évaluer les potentialités de ce polymère en remplacement des parylènes de type N ou C pour des applications spécifiques ou encore pour l’intégrer dans de nouvelles applications. Une première étude a consisté à évaluer l’impact des paramètres des dépôts CVD (température de sublimation, température de pyrolyse, température du substrat d’accueil du film déposé) sur les changements physico-chimiques, structuraux et diélectriques du parylène D. Pour cela, nous nous sommes appuyés sur des analyses FTIR, XRD, DSC, TGA, AFM, SEM, DMA. Nous avons également appliqué des stress thermiques au parylène D dans le but d’évaluer leur performance à haute température (>200°C) ainsi que les changements opérés au niveau de la structure cristalline (taille des cristallites, pourcentage de cristallinité,…) ou encore la stabilité des propriétés thermiques (température de transition vitreuse, température de cristallisation, température de fusion) et diélectriques (constante diélectrique e’, facteur de dissipation tand et conductivité basse fréquence s’) Enfin, des analyses diélectriques en fréquence (de 0,1Hz à 100 kHz) sur une large plage de température de fonctionnement (-140°C – 350°C) ont permis de mettre en évidence la présence de trois mécanismes de relaxations (a, b, g), une polarisation d’interface de type Maxwell-Wagner-Sillars et une polarisation d’électrode. Les performances diélectriques sont également discutées par comparaison aux parylènes de type N et C plus couramment utilisés aujourd’hui dans les applications industrielles. Cette étude permet ainsi de disposer maintenant de paramètres de dépôt CVD bien contrôlés pour le dépôt de films de parylènes D aux propriétés souhaitées pour une application spécifique / This work is mainly focused on the elaboration and the characterization of parylene D thin films of few micrometers deposited by chemical vapor deposition (CVD). The goal of this study is to evaluate the potentialities of this polymer in order to replace the parylene N or C for specific applications or to integrate it in new applications. A first study consisted in evaluating the impact of the CVD process parameters (temperature of sublimation, temperature of pyrolysis, substrate temperature) on the surface morphology, the molecular structure and dielectric changes of parylene D. For that, we were based on several analyzes techniques as FTIR, XRD, DSC, TGA, AFM, SEM, DMA. Thermal stresses were applied to parylene D to evaluate their performance at high temperature (>200°C) and the changes on the crystal structure (size of crystallites, percentage of crystallinity,…) or the stability of the thermal properties (temperature of transition, temperature of crystallization, melting point) and dielectric properties (the dielectric permittivity, the dissipation factor, the electrical conductivity and the electric modulus). Dielectric and electrical properties of Parylene D were investigated by dielectric spectroscopy in a wide temperature ranges from -140°C to 350°C and frequency from 0.1 Hz to 1 MHz, respectively. (a, b and g)-relaxation mechanisms, interfacial polarization related to Maxwell-Wagner-Sillars and electrode polarization have been identified in this polymers. The dielectric performances of Parylene D have been also compared with parylenes N and C which are used in wide industrial applications. Optimized and controlled conditions of the CVD process of parylenes D are proposed in this work in relation to the properties. The obtained results open a new way for specific applications.