在六方多晶体(4H-SiC、6H-SiC)偏轴SiC{0001}面上化学气相沉积(CVD)同类SiC晶体是目前用来生产SiC外延片的主要技术。采用甲硅烷SiH4、丙烷C3H8或者乙烯C2H4为外延前体，载体气体为H2，偶尔加入Ar。典型的生长温度及生长速度为1500~1650℃及3~15um/h。
SiC的CVD生长工艺主要包括原位刻蚀和主外延生长：
原位刻蚀通常基于H2、HCl/H2、碳氢化合物/H2或SiH4/H2在超高温下进行，这个目的主要是去除衬底的亚表面损伤从而获得相对规则的表面台阶。
主外延生长：在原位刻蚀后，开始进行n型或p型主外延生长。
过往一些报道有介绍过，在偏轴0001衬底上出现的表面台阶控制可以生长出非常“光滑”的4H-SiC，这种技术称为台阶控制外延。
为什么这么称呼呢？
这是因为，偏轴0001衬底上，台阶密度较大，台阶宽度相对于吸附反应物的迁移并到达台阶处而言足够窄。同质外延可以通过自台阶处的横向生长实现，并在此过程中继承了衬底的堆垛顺序，在SiC同质外延中，晶型可以通过衬底台阶密度控制了，这里的台阶就相当于外延模板了，迫使衬底的晶型在外延层中得到复制。
基于BCF理论的简单表面扩散模型，外延生长4H-SiC(0001)的临界生长条件如下：
更高的生长温度、更大的偏角、更低的生长速率有利于4H-SiC同质台阶外延。而且，低C/Si比的CVD生长对于促进同质外延也是非常有利。
下图展示了偏轴4H-SiC(0001)CVD生长中生长速率和C/Si比的依赖关系。通过固定SiH4流量而调节C3H8流量实现C/Si比的变化。当C/Si比低于1.0~1.3时，生长速率随C/Si比(C3H8流量)的增大而增加；当高于某C/Si比时，生长速率不再随C/Si比的增大而变化。在这个饱和区域内，生长速率与SiH4流量近似呈正比关系，在拐点附近的化学计量比进行生长时可以获得非常好的表面形貌，相反，当C/Si比过低会造成表面大台阶和富Si滴；C/Si比过高时易在表面形成形貌缺陷。
在H2刻蚀过程中加入少量HCl或是碳氢化合物是获得不含Si滴的洁净SiC表面的有效途径，但是这样在低压和低温生长中会带来表面Si脱附，表面石墨化现象。
真实的CVD过程中，化学反应是极其复杂的，以下是SiCCVD仿真中需要考虑的化学反应：
以下是SiCSVD外延中集中典型的反应炉结构图：
SiCCVD生长中的掺杂控制
SiCCVD生长中存在一种竞位效应，这是大范围控制掺杂的关键：N的掺杂效率在富Si（低C/Si比）条件下显著增加；富C（高C/Si比）条件下，N的掺杂效率降低。这是因为SiC中N原子置换SiC中的C晶格格点位置，生长在表面的低C原子覆盖有利于N原子掺入晶格中，而高C原子覆盖则会则阻止其进行置换。相反地，在晶格中置换Si原子的Al和B原子则表现出相反的趋势：Al和B原子在富Si条件下掺杂效率高，在富C条件下掺杂弱。
背景掺杂
通过优化工艺以及原材料纯净度，非故意掺杂的SiC外延层纯度很高。很明显，N就是最主要的非故意掺杂源。而获得高纯度外延片的关键手段就是增加C/Si比以及降低反应压力，可以急剧降低施主浓度，这也会导致非掺杂外延片由n型向p型转变，p型是通过降低N的掺入以及增加Al或B的掺杂。
为什么降低反应压力可以降低N掺杂呢？
这是因为低压下，Si原子脱附增强，生长表面真实的C/Si比增加所导致。而且低压下N原子的脱附行为也会增强。
N型掺杂
通过CVD生长过程中引入N2，可以很容易实现原位n型掺杂。掺杂浓度与N2流量呈正比，在固定的压力和生长温度下，N2流量和C/Si比是实现N掺杂大范围调控的关键参数。
P型掺杂
少量的三甲基铝TMA：Al(CH3)3的加入是实现SiCCVDP型掺杂的有效方法。同样的，控制C/Si比可以扩展掺杂范围，而且控制C/Si比是获得n型与P型外延层之间窄过渡的有效手段。通过控制C/Si比和切换掺杂剂，可以实现突变结。
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