基体の表面に、MC1-xNxただし、Mは周期表4、5、6族元素、希土類元素、AlおよびSiから選ばれる1種以上、0.5≦x≦1からなるとともに立方晶結晶構造を持つA層とB層の2種が交互積層した積層構造からなり、逃げ面でのCu-Kα線のX線回折XRDパターンにおいて111面として観測される回折ピークは、回折角2θが低角度側からA層のピーク、中間ピーク、B層のピークの3本のピークが存在し、該3本ピークのうちの中間ピークのピーク強度が最も強い被覆層を形成した切削工具。前記逃げ面でのXRDパターンにおいて200面として観測される回折ピークは、回折角2θが低角度側からA層のピーク、中間ピーク、B層のピークの3本のピークが存在し、前記3本ピーク中の中間ピークのピーク強度が最も強い請求項1記載の切削工具。前記逃げ面でのXRDパターンにおける前記111面として観測される前記A層のピーク、前記中間ピーク、前記B層のピークのピーク強度をそれぞれIA111、IM111、IB111、前記200面の前記A層のピーク、前記中間ピーク、前記B層のピークのピーク強度をそれぞれIA200、IM200、IB200としたとき、IA111/IM111=0.10.5、IB111/IM111=0.10.6、IA200/IM200=0.20.8、IB200/IM200=0.10.4、IA111/IA200=0.030.1、IM111/IM200=0.050.1、IB111/IB200=0.030.4である請求項2記載の切削工具。すくい面でのCu-Kα線のX線回折XRDパターンにおいて111面として観測される回折ピークは、回折角2θが低角度側からA層のピーク、中間ピーク、B層のピークの3本のピークが存在し、前記111面の前記A層のピーク、前記中間ピーク、前記B層のピークのピーク強度をそれぞれiA111、iM111、iB111としたとき、iA111/iM111/IA111/IM111=0.70.95、iB111/iM111/IB111/IM111=0.80.9の比率からなる請求項1乃至3のいずれか記載の切削工具。しかしながら、2種以上の薄層を交互に多数層積層した被覆層において、特許文献1のように各層の回折ピークは観測されず1本の回折ピークのみからなる被覆層、および特許文献2のようにA層とB層のそれぞれのピークが観測される被覆層でも、被覆層の耐摩耗性や耐欠損性が必ずしも十分とは言えず、特に耐欠損性を改善する必要があった。本発明は前記課題を解決するためのものであり、その目的は、耐摩耗性および耐欠損性が高い被覆層を備えた表面被覆工具を提供することにある。本発明の切削工具は、基体の表面に、MC1-xNxただし、Mは周期表4、5、6族元素、希土類元素、AlおよびSiから選ばれる1種以上、0.5≦x≦1からなるとともに立方晶結晶構造を持つA層とB層の2種が交互積層した積層構造からなり、逃げ面でのCu-Kα線のX線回折XRDパターンにおいて111面として観測される回折ピークは、回折角2θが低角度側からA層のピークPA111、中間ピークPM111、B層のピークPB111の3本のピークが存在し、該3本ピークのうちの中間ピークPM111のピーク強度が最も強い被覆層を形成したものである。ここで、前記逃げ面でのXRDパターンにおいて200面として観測される回折ピークは、回折角2θが低角度側からA層のピークPA200、中間ピークPM200、B層のピークPB200の3本のピークが存在し、前記3本ピーク中の中間ピークPM200のピーク強度が最も強いことが望ましい。また、前記逃げ面でのXRDパターンにおける前記111面として観測される前記A層のピークPA111、前記中間ピークPM111、前記B層のピークPB111のピーク強度をそれぞれIA111、IM111、IB111、前記200面の前記A層のピークPA200、前記中間ピークPM200、前記B層のピークPB200のピーク強度をそれぞれIA200、IM200、IB200としたとき、IA111/IM111=0.10.5、IB111/IM111=0.10.6、IA200/IM200=0.20.8、IB200/IM200=0.10.4、IA111/IA200=0.030.1、IM111/IM200=0.050.1、IB111/IB200=0.030.4であることが望ましい。さらに、すくい面でのXRDパターンにおける前記111面としてA層のピークpA111、中間ピークpM111、B層のピークpB111の3本のピークが観測され、前記A層のピークpA111、前記中間ピークpM111、前記B層のピークpB111のピーク強度をそれぞれiA111、iM111、iB111、すくい面でのXRDパターンにおける前記200面としてA層のピーク、中間ピーク、B層のピークの3本のピークが観測され、前記A層のピークpA200、前記中間ピークpM200、前記B層のピークpB200のピーク強度をそれぞれiA200、iM200、iB200としたとき、iA111/iM111/IA111/IM111=0.70.95、iB111/iM111/IB111/IM111=0.80.9の比率からなることが望ましい。本発明の切削工具によれば、A層とB層の2種が交互に積層された被覆層において、逃げ面でのCu-Kα線のX線回折において111面の回折ピークは3本のピークが存在し、前記3本ピーク中の中間ピークの強度が最も強いことによって、被覆層に残存する応力が最適なものとなり、被覆層の剥離が抑制できて耐欠損性が高くかつ耐摩耗性が高くなることがわかった。本発明の切削工具の一例について、好適な実施態様例であるスローアウェイインサートのa概略斜視図、b被覆層の構成を説明するための模式図を示す図1、およびこの被覆層におけるCu-Kα線のX線回折XRDパターンである図2を用いて説明する。なお、図2においては参考資料としてaA層のみを単独で成膜した被覆層の逃げ面でのXRDパターン、bB層のみを単独で成膜した被覆層の逃げ面でのXRDパターンも併記した。図1aによれば、本発明のスローアウェイインサート以下、単にインサートと略す。1は、主面にすくい面3を、側面に逃げ面4を、すくい面3と逃げ面4との交差稜線に切刃5を有し、基体2の表面に被覆層6を成膜した構成となっている。被覆層6は、図1bに示すように、A層7とB層8より相互積層した積層構造からなり、A層7とB層8はいずれもMC1-xNxただし、Mは周期表4、5、6族元素、希土類元素、AlおよびSiから選ばれる1種以上、0.5≦x≦1からなるとともに立方晶結晶構造を持つ構造からなる。そして、図2のインサート1の逃げ面4でのXRDパターンに示すように、回折角2θ=36~40°に観測される111面の回折ピークとして、回折角2θが低角度側からA層7のピークPA111、中間ピークPM111、B層8のピークPB111の3本のピークが存在し、かつこれら3本のピークのうち中間ピークPM111のピーク強度が最も強い構成となっている。これによって、被覆層6にかかる残留応力を最適化することができて、切削工具として使用した際のチッピングを抑制できるとともに耐摩耗性が向上する。すなわち、相互積層した積層構造からなる被覆層のXRDパターンにおいて111面の回折ピークが1本のみからなる場合には、残留応力が高すぎて耐摩耗性が高いものの耐欠損性が低下する。また、回折ピークがA層とB層の各層のピークの2本のみからなる場合には、残留応力が低くて耐摩耗性および耐欠損性の両方が低下する。ここで、図2のインサート1の逃げ面4でのXRDパターンに示すように、被覆層6の回折角2θ=42~46°に観測される200面の回折ピークも回折角2θが低角度側からA層7のピークPA200、中間ピークPM200、B層8のピークPB200の3本のピークが存在し、この3本ピークのうち中間ピークPM200のピーク強度が最も強いことが望ましい。また、逃げ面4でのXRDパターンにおける111面のA層7のピークPA111、中間ピークPM111、B層8のピークPB111のピーク強度をそれぞれIA111、IM111、IB111、前記200面の前記A層のピークPA200、前記中間ピークPM200、前記B層のピークPB200のピーク強度をそれぞれIA200、IM200、IB200としたとき、IA111/IM111=0.10.5、IB111/IM111=0.10.6、IA200/IM200=0.20.8、IB200/IM200=0.10.4の比率からなることが、耐摩耗性の向上の点で望ましく、さらに、、IA111/IA200=0.030.1、IM111/IM200=0.050.1、IB111/IB200=0.030.4であることが、耐欠損性の向上の点で望ましい。また、すくい面3でのXRDパターンにおいて111面として観測されるピークも、回折角2θが低角度側からA層7のピークpA111、中間ピークpM111、B層8のピークpB111の3本のピークが存在し、それぞれのピークのピーク強度をiA111、iM111、iB111としたとき、iA111/iM111/IA111/IM111=0.70.95、iB111/iM111/IB111/IM111=0.80.9の比率からなることが、耐摩耗性と耐欠損性の向上の点で望ましい。なお、上記ピーク強度を決定する因子は、A層とB層の膜厚、結晶性、配向性が挙げられ、後述する成膜条件を制御することによって達成できる。ここで、A層7の各1層の平均層厚t1とB層8の各1層の平均層厚t2との比が0.7≦t2/t1≦2の構成とすることによって、被覆層6が剥離することなく耐欠損性も高く、また被覆層6の表面における耐摩耗性が高いものである。なお、A層7とB層8の個々の平均層厚が1nm以上であると積層構造の効果が顕著に表れ、かつ200nm以下であれば硬度向上効果が期待できる。また、A層7の平均層厚t1が10~20nm、B層8の平均層厚t2が12~45nmであることが、被覆層6の硬度を高めて被覆層6の耐摩耗性を向上できる点で望ましい。なお、各層の望ましい層厚は、A層7の平均層厚t1が13~16nm、B層8の平均層厚t2が15~30nmである。また、被覆層6の全体平均層厚が0.8~10μmにて構成されている。この層厚であれば、工具1の耐摩耗性が高く、かつ被覆層6の内部応力が高くなり過ぎず被覆層6の耐欠損性が低下することもない。被覆層6の望ましい全体平均層厚は1~6μmである。ここで、被覆層6はA層7とB層8との積層面に対して垂直な方向においては該垂直な方向に長く伸びる柱状結晶図示せず。が形成されているとともに、隣接して存在する2つの柱状結晶同士の界面においてA層7とB層8の積層面が途切れることなく連続したエピタキシャル成長をしていることが望ましい。これによって、クラックの進展を促進する積層欠陥の影響を小さくする効果が高く被覆層6の耐チッピング性を高めることができる。本発明においては、基体2の表面と平行な方向の結晶幅に対して基体表面と垂直な方向の結晶長さが1.5倍以上長い結晶で特定される結晶を柱状結晶と定義する。そして、被覆層6が柱状結晶にて構成されることによって、工具1の靭性をさらに高めることができる。また、柱状結晶の平均結晶幅A層7とB層8との積層面方向についての粒径が0.05μm以上であると被覆層6の耐酸化性が低下することなく、一方、柱状結晶の平均結晶幅が0.3μm以下であると被覆層6の硬度および耐欠損性が高いものとなる。被覆層6の平均結晶幅の望ましい範囲は、0.1~0.2μmである。なお、本発明において、被覆層6の平均結晶幅を測定するには、被覆層6の断面写真において、被覆層6の中間の厚さにあたる部分に線A図示せず。を引いて測定する。具体的には、被覆層6中の柱状結晶の平均結晶幅は線Aの100nm以上の長さL図示せず。を特定し、この長さLの線Aを横切る粒界の数を数えて、長さL/粒界の数によって算出する。さらに、被覆層6の全体組成において、金属元素Mとしては、特に硬度の高いTiおよびAlを含むことが望ましく、他にNb、Mo、Ta、W、CrおよびSiの少なくとも1種を併せて含むことが望ましい。また、A層7とB層8の各層の組成については、ともに立方晶からなるが、必ずしも両層がTiおよびAlをともに含む必要はない。また、基体2としては、炭化タングステンや炭窒化チタンを主成分とする硬質相とコバルト、ニッケル等の鉄族金属を主成分とする結合相とからなる超硬合金やサーメットの硬質合金、窒化ケイ素や酸化アルミニウムを主成分とするセラミックス、多結晶ダイヤモンドや立方晶窒化ホウ素からなる硬質相とセラミックスや鉄族金属等の結合相とを超高圧下で焼成する超高圧焼結体等の硬質材料が好適に使用される。製造方法次に、本発明の切削工具の製造方法について説明する。まず、工具形状の基体2を従来公知の方法を用いて作製する。次に、基体2の表面に被覆層6を成膜する。被覆層6の成膜方法としてはイオンプレーティング法等の物理蒸着PVD法が好適に適応可能である。具体的な一例としては、AIP装置の真空チャンバの中にN2やAr等のガスをガス導入口から導入し、真空チャンパの内側面にはカソード電極とアノード電極とを例えば対向する位置に配置して、両者間に高電圧を印加してプラズマを発生させ、このプラズマによってターゲットから所望の金属あるいはセラミックスを蒸発させるとともにイオン化させて高エネルギー状態とし、このイオン化した金属を試料基体2の表面に付着させて基体2の表面に被覆層6を被覆する構造となっている。また、基体はタワーにセットされて試料支持台上に複数個ずつ載置され、この試料支持台が複数配置されたテーブルに載置された構成となっている。さらに、AIP装置には、基体2を加熱するためのヒータと、ガスを系外に排出するためのガス排出口と、基体2にバイアス電圧を印加するためのバイアス電源が配置されている。なお、ターゲットとしては、例えば、金属Mただし、Mは周期表第4、5、6族元素、Al、希土類元素およびSiから選ばれる1種以上をそれぞれ独立に含有する金属ターゲット、これらを複合化した合金ターゲット、これらの炭化物、窒化物、硼化物化合物粉末または焼結体からなる混合物ターゲットを用いることができる。そして、ターゲットを用いて、アーク放電やグロー放電などにより金属源を蒸発させイオン化すると同時に、窒素源の窒素N2ガスや炭素源のメタンCH4/アセチレンC2H2ガスと反応させることにより、基体2の表面に被覆層6が堆積する。また、成膜に際しては、図3における基体2の各位置においてターゲットに対して最も近づく向きになる周期を試料の回転数としたとき、回転数が2~6rpmの周期となるように基体2および試料支持台の回転数を調整することが望ましい。ここで、本発明においては、基体2がターゲットに近づいて対向する向きに配置された場合には、ターゲットからの金属成分が直線的に飛来する形態となり、しかも、チャンバ内に導入するガスの濃度分布によってガス圧が低いことから金属のほうが非金属よりも多く堆積する形態で成膜される。一方、基体2が上記位置に対してターゲットから遠ざかりかつ対向しない向きとなった場合には、成膜される金属成分は回り込んで堆積する形態になるので金属成分の堆積量は減少する。しかも、試料台の中心から非金属成分のガスが導入されるので、基体2がターゲット25から遠ざかるにつれてガスの濃度は高くなり、非金属のほうが金属よりも多く堆積する形態で成膜される。また、基体2が載置された試料支持台は、タワーが自転しながら、それぞれの試料支持台が自転し、さらに複数の試料支持台が公転するようにテーブルが回転しながら成膜される。本発明によれば、この回転のタイミングを不連続な動きとし、かつ基体2がターゲットに近づいて対向する向きに配置される時間と、基体2がターゲットから遠ざかって配置される時間とを調整することによって、A層7とB層8の層厚を制御することが可能である。なお、プラズマを発生するためにはアーク放電やグロー放電などを用い、導入ガスは窒素源の窒素N2ガスや炭素源のメタンCH4/アセチレンC2H2ガスを用いることができる。さらに、成膜時のバイアス電圧は、被覆層の結晶構造を考慮して高硬度な被覆層6を作製できるとともに基体2との密着性を高めるために、成膜初期が50~200Vに設定することが望ましい。また、本発明の構成では、各ターゲットにそれぞれのアーク電流をかけるとともに、各ターゲット付近のヒータ温度に差をつけることによって、被覆層のXRDピークを所定の範囲とすることができる。平均粒径0.8μmの炭化タングステンWC粉末を主成分として、平均粒径1.5μmの金属コバルトCo粉末を10質量、平均粒径1.5μmの炭化バナジウムVC粉末を0.1質量、平均粒径1.5μmの炭化クロムCr3C2粉末を0.3質量の割合で添加し混合して、プレス成形によりスローアウェイチップ形状に成形した後、脱バインダ処理を施し、0.01Paの真空中、1450°Cで1時間焼成して超硬合金を作製した。また、各試料のすくい面表面をブラスト加工、ブラシ加工等によって研磨加工した。さらに、作製した超硬合金にブラシ加工にて刃先処理ホーニングを施した。このようにして作製した基体に対してアークイオンプレーティング法により表1に示す種々の組成にて被覆層を成膜した。得られた試料に対して、被覆層の表面を含む断面について透過型電子顕微鏡TEMにて観察し、被覆層を構成する結晶の平均結晶幅を求めた。また、TEMにて観察する際に、各被覆層の任意3箇所における組成をエネルギー分散分光分析EDSによって測定し、これらの平均値を各被覆層の組成として算出した。次に、得られたスローアウェイチップ型番:京セラ製BDMT11T304-JTを用いて以下の切削条件にて切削試験を行った。結果は表3に示した。切削方法:ミリング肩加工被削材:SKD11切削速度Vc:120m/分送りfz:0.12mm/刃切り込み:ap2.0mm×ae12.5mm切削状態:乾式評価方法:25分切削後の横逃げ面摩耗と境界損傷、欠損チッピングも含むの有無を顕微鏡にて測定した。表1~3に示す結果より、A層とB層のアーク電流値が同じ試料No.7、試料の回転数が6rpm/秒を超える試料No.8、A層およびB層のターゲット温度が550°Cで同じ試料No.10では、逃げ面でのXRDパターンにおいて111面として観測される回折ピークが1本のみとなって、欠損が発生してしまった。また、A層およびB層のターゲット温度が550°Cで同じ試料No.9では、逃げ面でのXRDパターンにおいて111面として観測される回折ピークが2本となって、耐摩耗性が低下した。これに対して、本発明の範囲内である試料No.1~6では、いずれも被覆層が耐欠損性および耐酸化性に優れて良好な切削性能を発揮した。