"基体の表面に被覆層を多層に形成しており、該被覆層の最表層がTiCxNyOzaxyz=1、0≦x≦0.6、0≦y≦0.6、0.2≦z≦0.8、1.0≦a≦1.7層からなるとともに、逃げ面中央部における前記最表層の厚みが該最表層の表面粗さRaよりも小さい切削工具。前記逃げ面中央部における前記最表層の厚みが0.01~0.1μmであり、表面粗さRaが0.1~0.5μmである請求項1記載の切削工具。前記逃げ面中央部における前記最表層の表面粗さRaがすくい面における前記最表層の表面粗さRaよりも粗い請求項2記載の切削工具。切刃先端における前記最表層の厚みが前記逃げ面中央部における前記最表層の厚みよりも薄いか、または前記切刃先端において前記最表層が存在しない請求項1乃至3のいずれか記載の切削工具。超硬合金基体の表面に被覆層を形成したネガティブ型で、前記被覆層は総厚み9~25μmで、基体側からTiCN層、Al2O3層、および表面層のTiCxNyOzaxyz=1、0≦x≦0.6、0≦y≦0.6、0.2≦z≦0.8、1.0≦a≦1.7を具備しており、上面と側面との交差稜線部に形成される切刃が、主切刃、副切刃、さらい刃を1セットとして複数セット形成されているとともに、すくい面の前記切刃に続く位置にランド部が形成され、前記副切刃に続く副切刃ランド部は、前記上面の中央部に向かうにしたがって下面に近づくように傾斜している請求項1乃至4のいずれか記載の切削工具。前記切刃には、すくい面側で見て0.05~0.09mmのホーニングが形成されている請求項5に記載の切削工具。前記ホーニングが、主切刃、副切刃、さらい刃の順に小さくなっている請求項6に記載の切削工具。前記主切刃ランド部は、前記上面の中央部に向かうにしたがって下面に近づくように傾斜しているとともに、前記副切刃ランド部の傾斜角度は、前記主切刃に対応する主切刃ランド部の角度に比べて大きい請求項5乃至7のいずれかに記載の切削工具。前記主切刃ランド部の傾斜角と前記副切刃ランド部の傾斜角との角度差が3~10°である請求項8に記載の切削工具。前記さらい刃が前記主切刃よりも突出して形成されて、前記副切刃は前記さらい刃から前記主切刃に向かって前記下面に近づくように傾斜している請求項5乃至9のいずれかに記載の切削工具。前記主切刃と前記副切刃との間に曲線状の第1のコーナ切刃を有し、前記副切刃と前記さらい刃との間に曲線状の第2のコーナ切刃を有する請求項5乃至10のいずれかに記載の切削工具。平面視において、前記第1のコーナ切刃の曲率半径は前記第2のコーナ切刃の曲率半径に比べて大きい請求項11に記載の切削工具。しかしながら、特許文献1の構成では、すくい面においては切粉に対する耐溶着性が向上するものの逃げ面における摩耗の進行は抑制できず、また、ねずみ鋳鉄を切削加工した場合には衝撃によってTiOV層の最表面下地層とTiCNO層が破壊欠損してしまうという問題があった。また、特許文献2、3のように被覆層を成膜した後で被覆層の表面を研磨する方法では、被覆層の表面に存在していたTiOx層やTiCNO層等の表面層が研磨によって摩滅してしまい、表面層の効果が失われてしまうという問題があった。さらに、特許文献4のように高酸素濃度のガスを吹き付けながら切削加工する方法では、被覆層の表面に酸化物の生成を促すことはできるものの、被覆層の内部も酸化されて酸化摩耗が進行してしまい、被覆層の耐摩耗性は必ずしも改善されるわけではなかった。本発明では、例えば、ねずみ鋳鉄を切削加工する際に良好な耐摩耗性が得られる切削工具を提供することを目的とする。本発明の切削工具は、基体の表面に被覆層を多層に形成しており、該被覆層の最表層がTiCxNyOzaxyz=1、0≦x≦0.6、0≦y≦0.6、0.2≦z≦0.8、1.0≦a≦1.7層からなるとともに、逃げ面中央部における前記最表層の厚みが該最表層の表面粗さRaよりも小さいものである。ここで、上記構成において、前記逃げ面中央部における前記最表層の厚みが0.01~0.1μmであり、表面粗さRaが0.1~0.5μmであることが望ましい。また、前記逃げ面中央部における前記最表層の表面粗さRaがすくい面における前記最表層の表面粗さRaよりも粗いことが望ましい。さらに、切刃先端における前記最表層の厚みが前記逃げ面中央部における前記最表層の厚みよりも薄いか、または前記切刃先端において前記最表層が存在しないものであってもよい。また、上記切削工具の好適な構成としては、超硬合金基体の表面に被覆層を形成したネガティブ型で、前記被覆層は総厚み9~25μmで、基体側からTiCN層、Al2O3層、および表面層のTiCxNyOzaxyz=1、0≦x≦0.6、0≦y≦0.6、0.2≦z≦0.8、1.0≦a≦1.7を具備しており、上面と側面との交差稜線部に形成される切刃が、主切刃、副切刃、さらい刃を1セットとして複数セット形成されているとともに、すくい面の前記切刃に続く位置にランド部が形成され、前記副切刃に続く副切刃ランド部は、前記上面の中央部に向かうにしたがって下面に近づくように傾斜しているものであってもよい。ここで、前記切刃には、すくい面側で見て0.05~0.09mmのホーニングが形成されていてもよい。また、前記ホーニングが、主切刃、副切刃、さらい刃の順に小さくなっていてもよい。さらに、前記主切刃ランド部は、前記上面の中央部に向かうにしたがって下面に近づくように傾斜しているとともに、前記副切刃ランド部の傾斜角度は、前記主切刃に対応する主切刃ランド部の角度に比べて大きくてもよい。また、前記主切刃ランド部の傾斜角と前記副切刃ランド部の傾斜角との角度差が3~10°であってもよい。さらに、前記さらい刃が前記主切刃よりも突出して形成されて、前記副切刃は前記さらい刃から前記主切刃に向かって前記下面に近づくように傾斜していてもよい。また、前記主切刃と前記副切刃との間に曲線状の第1のコーナ切刃を有し、前記副切刃と前記さらい刃との間に曲線状の第2のコーナ切刃を有してもよい。さらに、平面視において、前記第1のコーナ切刃の曲率半径は前記第2のコーナ切刃の曲率半径に比べて大きくてもよい。本発明の切削工具によれば、被覆層の最表層であるTiCxNyOzaxyz=1、0≦x≦0.6、0≦y≦0.6、0.2≦z≦0.8、1.0≦a≦1.7層が凹凸のある表面に極薄く形成されるので、最表層が簡単に摩滅や剥離することなく、安定して存在する。そして、TiCxNyOzaxyz=1、0≦x≦0.6、0≦y≦0.6、0.2≦z≦0.8、1.0≦a≦1.7層はねずみ鋳鉄の構成成分であるSi、Mn、Al、Cr、Mo等が酸化物となってベラーグを生成することを促し、このベラーグbelag:酸化物系保護層は被覆層を保護して耐摩耗性を向上させる効果があるので、上記最表層の存在によってねずみ鋳鉄の切削加工において耐摩耗性が向上する。本発明の切削工具の第1の好適例であるインサートの一例について、図1の概略斜視図および要部拡大断面図を基に説明する。図1のインサート1は、すくい面2と逃げ面3との交差稜線部が切刃4を構成しているとともに、基体6の表面に、Tiの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、窒酸化物および炭窒酸化物のうちの1層以上と、α型結晶構造のAl2O3層以下、単にAl2O3層と略す。12と、TiCxNyOzaxyz=1、0≦x≦0.6、0≦y≦0.6、0.2≦z≦0.8、1.0≦a≦1.7層からなる最表層14とが順に積層された被覆層が形成されている。なお、図1のインサート1は、板状で主面が概略正方形形状CNMA/CNMGからなる。そして、最表層14の逃げ面中央部3aにおける厚みが表面粗さRaよりも小さい構成となっている。この構成により、最表層14であるTiCNO層またはTiCO層が凹凸のある表面に極薄く形成されるので、最表層14が簡単に摩滅や剥離することなく安定して存在するとともに、図2に示すように、ねずみ鋳鉄の構成成分であるSi、Mn、Al、Cr、Mo等が酸化物となってベラーグを生成することを促し、ねずみ鋳鉄の切削加工において耐摩耗性を向上させることができる。ベラーグ生成の効果は、最表層14が切削により除去される前の最表層14が被削材によって激しく擦られる段階で特に効果が大きい。なお、最表層14は切削時に摩耗して連続した被覆層として存在しない状態となるが、最表層が残存する部分についてはベラーグ生成の効果による切削性能の向上については継続する。ここで、逃げ面中央部3aにおける最表層14の厚みが0.01~0.1μmであり、表面粗さRaが0.1~0.5μmであることが、最表層14の耐摩耗性および耐チッピング性を高める点で望ましい。また、逃げ面中央部3aにおける最表層14の厚み/表面粗さRaの比率は0.2~0.3であることが、ベラーグの生成効果による耐摩耗性向上の点で望ましい。また、逃げ面中央部3aにおける最表層14の表面粗さRaがすくい面頂面最上面部2aにおける最表層14の表面粗さRaよりも粗いことが、すくい面2における切屑排出性を高めることができるとともに、逃げ面3におけるベラーグの生成を促進する点で望ましい。なお、すくい面2においては、表面粗さが小さくても切屑が接触することによりベラーグが生成しやすい状態にある。さらに、切刃4における最表層14の厚みが逃げ面中央部3aにおける最表層14の厚みよりも薄いか、または切刃4において最表層14が存在しないものであってもよく、かかる構成であれば、鋳鉄加工特有の湯口の切削などの衝撃がかかる不連続切削において、切刃4つまりホーニング加工を施されている部分やランド部付近の最表層14に起因する膜の破壊が起こる頻度を低減するという効果がある。なお、TiCxNyOzaxyz=1、0≦x≦0.6、0≦y≦0.6、0.2≦z≦0.8、1.0≦a≦1.7層は白紫色から灰紫色を示すため、インサート1の表面が有色となりインサート1を使用したときに最表層14が摩耗して使用済みかどうかの判別がつきやすく、また、摩耗の進行を容易に確認できる。次に、最表層14の下基体6側に形成されるAl2O3層12について説明する。Al2O3層12を構成するAl2O3結晶はα型結晶構造であることが望ましく、かつ基体6の表面に対して垂直な方向から見た平均結晶幅が0.05~0.7μmであることが、耐摩耗性の点で望ましいものである。また、Al2O3層12の基体6側に形成される被覆層は、TiC、TiN、TiCN、TiCNO、TiCO、TiNOの群から選ばれる1層以上が好適に用いられ、耐摩耗性および耐欠損性が向上する。本実施態様によれば、具体的な構成として、基体6の直上には第1層としてTiN層7が形成され、第2層としてTiCN層8-10が形成されている。TiCN層8-10としては、アセトニトリルCH3CNガスを原料として含み成膜温度が780~900°Cと比較的低温で成膜した柱状結晶からなる、いわゆるMT-TiCN層8,9と、成膜温度が950~1100°Cと高温で成膜した、いわゆるHT-TiCN層10とが順に成膜された構成であることが望ましい。さらに、MT-TiCN層8,9は、平均結晶幅が0.5μm未満と微細な微細柱状結晶からなる微細MT-TiCN層と8、平均結晶幅が0.5~2μmと比較的大きい粗大柱状結晶からなる粗大MT-TiCN層9との積層からなることが望ましい。これによって、Al2O3層12との密着力が高まり、被覆層の剥離やチッピングを抑えることができる。また、HT-TiCN層10の上部または全部は、成膜工程で酸化されて、Ti原子を40~55原子と、酸素Oを15~25原子と、炭素Cを25~40原子と、残部が窒素NとのTiCNO層に変化して、厚み0.05~0.5μmの中間層11を形成していることが望ましい。これによって、平均粒径0.05~0.7μmのα型結晶構造のAl2O3結晶からなるα型Al2O3層12をより容易に作製することができる。なお、各層の厚みおよび各層を構成する結晶の性状は、インサート1の断面における電子顕微鏡写真走査型電子顕微鏡SEM写真または透過電子顕微鏡TEM写真を観察することにより、測定することが可能である。一方、インサート1の基体6は、炭化タングステンWCと、所望により周期表第4、5、6族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の群から選ばれる少なくとも1種と、からなる硬質相を、コバルトCoやニッケルNi等の鉄属金属からなる結合相にて結合させた超硬合金やTi基サーメット、またはSi3N4、Al2O3、ダイヤモンド、立方晶窒化ホウ素cBN等のセラミックスのいずれかが好適に使用できる。中でも、インサート1を切削工具として用いる場合には、基体6は、超硬合金またはサーメットからなることが耐欠損性および耐摩耗性の点で望ましい。また、用途によっては、基体6は炭素鋼、高速度鋼、合金鋼等の金属からなるものであっても良い。第2の実施態様本発明の切削工具の第2の好適例について、図3~図7のインサート、および図8、9のこのインサートをホルダに装着した切削工具の概略図を参照して詳細に説明する。図3に示すように、インサート100は、略多角形板状の本体部を備えている。本体部は、上面のすくい面120と、下面の着座面130と、側面の逃げ面140と、を有している。すくい面120と逃げ面140との交線部には、切刃150が形成されている。本体部の中央には、すくい面120から着座面130に向かって本体部を貫通する取付ねじ当接部180が形成されている。インサート100は、すくい面120および着座面130の両面をそれぞれすくい面として使用可能なネガティブ型のインサートであり、基本的に、逃げ面140はすくい面120および着座面130とは90°をなすが、逃げ面140に逃げ角が付与されて、逃げ面140とすくい面120および着座面130とのなす角が90°より小さくて、逃げ面140が凹曲面をなしていても良い。本体部の形状は、平面視において、例えば、三角形、四角形、五角形、六角形、八角形等の当業者が通常インサートに使用する形状であればよく、角数が増えるほど使用できる切刃の数が増えるとともに、着座面の接地面積が増してインサート100の拘束力が向上する。反面、角数が増えると、一辺の長さが短くなることから小径のインサートにおいては大きな切込みに対応できなくなってしまうため、そのバランスを調整する必要がある。本実施形態では、5つの長辺を有する略五角形の形状が用いられている。つまり、インサート100は10コーナ使いのインサートである。切刃150は、主切刃151と、さらい刃152と、主切刃151とさらい刃152との間に配置される副切刃153とを有する。さらに、本実施形態においては、図4aに示すように、主切刃151と副切刃153との間に第1コーナ切刃154が形成され、副切刃153とさらい刃152との間に第2コーナ切刃155が形成されている。主切刃151は、切削時、最初に被削材に接触して切屑を生成させる役割を果たす刃であり、ねずみ鋳鉄を切削する際にはその表面に存在する黒皮に衝突する部分である。主切刃151は、切刃150151~155のうちで最も長くなるように構成されるとともに、本実施形態の図3および図4aの平面視に示すように直線状であってもよく、曲線状円弧状であってもよい。また、主切刃151は、図4bの側面視に示すように、隣り合う副切刃153から離れるにしたがって着座面130側に傾斜しており、ホルダ装着時にホルダの回転中心軸に対してアキシャルレーキがつく。また、主切刃151は、図4bの側面視に示すように着座面130に向かって凹状であるとともに、その両端を結ぶ直線を引いたときに、副切刃153と接する側からさらい刃152に接する端部側に向かって直線が着座面130側に傾斜するように形成されている。なお、主切刃151の途中には、切削抵抗の低減の観点から主切刃151を分断するようなニック溝部を設けてもよい。さらに、図5等に示すように、すくい面120上には主切刃151に対応して位置するブレーカ溝170が形成されていてもよい。さらい刃152は被削材の仕上げ面粗度向上を主目的として形成される。さらい刃152は、図3および図4aの平面視図に示すように直線状であり、図4bの側面視に示すように副切刃153に近づくにしたがって上方着座面側の反対側に傾斜している。副切刃153は、主切刃151より外周切刃角の大きい切刃であり、例えば、主切刃151の切削抵抗を低減したり主切刃151の損傷を抑制したりする等の主切刃151による切削を補助する目的で配置される。副切刃153は、図4bの側面視に示すように、さらい刃152から主切刃151に向かうにしたがって下方に傾斜していることが好ましく、これによって、副切刃153はインサート100をホルダに取り付けた状態で正のアキシャルレーキを有する。なお、副切刃153は主切刃151とさらい刃152との間に位置するが、複数の副切刃を有してもよい。また、図4aの平面視に示すように、主切刃151のホルダ191の回転中心軸に平行な線Lと各切刃のなす角度で表される外周切刃角は、主切刃151の外周切刃角αが0°~60°、副切刃153の外周切刃角βが60°~80°で設定される。なお、外周切刃角とは、インサート100をホルダ191に取付けた場合に、ホルダ191の回転中心軸Sに対する切刃の傾斜角をいう。また、例えば、切刃150の損傷欠損を考慮すると、副切刃153の外周切刃角βが主切刃151の外周切刃角αに対して2倍を超える大きさに設定されることが好ましい。ここで、例えば、主切刃151と副切刃153との長さの割合は、2:1~10:1、好ましくは2:1~6:1となるように設定される。また、さらい刃152と副切刃153との長さの割合は、1:1~6:1となるように設定されることが望ましい。また、第1コーナ切刃154および第2コーナ切刃155は、平面視において、いずれも曲線状であり、第1コーナ切刃154の曲率半径が、第2コーナ切刃155の曲率半径より大きくなるように形成されている。これにより、主切刃151および副切刃153からそれぞれ生成される切屑間の厚みの大幅な変動が抑制され、切屑の形状のコントロールが可能になる。なお、第1コーナ切刃154および第2コーナ切刃155を、直線状にしてもよい。すくい面120には、図3および図4aに示すように、切刃150に沿ってランド部160が形成されている。すなわち、図5に示すように各切刃151~155に対応してランド部161~65が形成されている。具体的には、主切刃151に対応して位置するランド部である主切刃ランド部161と、さらい刃152に対応して位置するランド部であるさらい刃ランド部162と、そして副切刃153に対応して位置するランド部である副切刃ランド部163と、第1コーナ切刃154に対応して位置するランド部である第1コーナ切刃ランド部164と、第2コーナ切刃155に対応して位置するランド部である第2コーナ切刃ランド部165と、が形成されている。各ランド部161~65のそれぞれの幅については、各切刃151~155から生成される切屑の大きさ厚みをコントロールする観点から、主切刃ランド部161の幅と副切刃ランド部163の幅との割合が1:0.7~1:1.3となるように設定することが好ましく、主切刃ランド部161の幅と副切刃ランド部163の幅との割合が略同一1:1程度であってもよい。なお、本実施態様では、図6に示すように、主切刃ランド部161の幅W61と、副切刃ランド部163の幅W63とがW61=W63の関係を有する。ランド部161~65の幅はそれぞれ略一定であることがより好ましい。また、図6bに示すように、副切刃ランド部163が矢印a方向に示すすくい面120の中央部に向かうにしたがって下方に傾斜しており、切削時の切削抵抗を低減させることができて切削時の背分力を低減することができることから、切削時の振動が抑制されて良好な仕上げ面を得ることができる。また、本実施形態においては、後述するように、副切刃ランド部163は傾斜角θ1を有して形成されている。副切刃ランド部163以外のランド部161、162、164、および165については、平坦であってもよく、あるいは下方に向かう方向か、又は上方に向かう方向の一方向に傾斜していてもよい。なお、主切刃ランド部161は、図6aに示すように、切削抵抗の低減の点で、すくい面120の中央部に向かうにしたがって下方に傾斜する傾斜角θ2が大きいほど好ましいが、主切刃151の補強の点では傾斜角が小さいことが好ましく、バランスをとって調整される。副切刃ランド部163は、好ましくは主切刃ランド部161より傾斜角が大きくなるように形成され、主切刃151と副切刃153との切削力のバランスを良好に保つことができ、切削時に振動びびり現象が生じるのを抑制することができる。具体的には、図6に示すように、副切刃153を通りインサート100の中心軸不図示に直交する線L1を基準にした副切刃ランド部163の傾斜角をθ1、主切刃151を通りインサート100の中心軸に直交する線L2を基準にした主切刃ランド部161の傾斜角をθ2としたとき、θ1およびθ2は、θ1>θ2の関係を有している。θ1とθ2との差は3°~10°であることが好ましい。主切刃ランド部161および副切刃ランド部163は、第1コーナ切刃ランド部164により接続されている。第1コーナ切刃154を通りインサート100の中心軸に直交する線L3不図示を基準にした第1コーナ切刃ランド部164の傾斜角は、副切刃ランド部163から主切刃ランド部161に向かうにしたがって小さくなるように形成されている。これによって、切屑が不規則に変形、分断等されることなく、安定して排出される。具体的には、断面視において、第1コーナ切刃ランド部164は、副切刃ランド部163から主切刃ランド部161に向かうにしたがって立ち上がるように形成されている。ここで、切刃150には、すくい面側で見て0.05~0.09mmのホーニングが形成されていることが、切刃150の欠損を抑制する点および切削加工面の面品位を高める面を滑らかにする点で望ましい。このとき、ホーニングは、主切刃151、副切刃153、さらい刃152の順に小さくなっていることによって、ねずみ鋳鉄の荒加工において、ねずみ鋳鉄の表面に存在する変質層いわゆる黒皮を切削する主切刃151においても欠損することがなく、かつ切削加工面を作るさらい刃152においては切削加工面の面品位を高めることができる。各切刃におけるホーニングの望ましい範囲は、すくい面側で見て主切刃151が0.04~0.13mm、特に0.06~0.09mm、副切刃153が0.03~0.12mm、特に0.05~0.07mm、さらい刃152が0.02~0.09mm、特に0.03~0.05mmである。ここで、上述したインサートを構成する素材としては、超硬合金基体の表面に総厚み9~25μmの被覆層を形成した構成からなり、第1の実施態様と同じく、基体側からTiCN層、Al2O3層、および表面層のTiCxNyOzaxyz=1、0≦x≦0.6、0≦y≦0.6、0.2≦z≦0.8、1.0≦a≦1.7を具備した構成からなる。各層の望ましい厚みは、TiCN層の望ましい範囲は5.0~12.0μm、Al2O3層の望ましい範囲は3.0~12.0μm、表面層TiCxNyOza層の望ましい範囲は0.01~0.2μmである。これによって、切刃にサーマルクラックが発生してチッピングしやすいねずみ鋳鉄の高速フライス切削加工においても、本発明のインサートではサーマルクラックの発生および進行が遅くて、被覆層の耐チッピング性および耐摩耗性が良好であることから、寿命の長い切削工具となる。また、表面層TiCxNyOza層はねずみ鋳鉄の切削加工においてベラーグを生成するので、被覆層表面における耐溶着性もよく優れた切削性能を発揮する。なお、Al2O3層はα型結晶から構成されることが望ましい。次に、上記インサートをホルダに装着した実施形態について、図7および図8を参照して詳細に説明する。図7に示すように、本実施形態の切削工具190転削工具は、ホルダ191の外周先端部には複数のインサートポケット192が形成されており、各インサートポケット192内の各々の外周位置にインサート100が取り付けられている。インサート100は、回転方向の前側に上面すくい面120を向けて最外周に主切刃151が位置するように配置されて、取付ねじ当接部180ねじ穴に取付ねじ194を挿入し、取付ねじ194をホルダ191の取付面193に形成した雌ねじに螺合することにより、ホルダ191に装着される。そして、ホルダ191を回転させることによって、インサート100の切刃150151~155により切削が行われる。また、図8bの側面視に示すように、インサート100は、6°程度の負のアキシャルレーキγを有してホルダ191に装着されている。また、主切刃151および副切刃153は、さらい刃152から離れるにしたがって下方に傾斜しており、ホルダ191の回転中心軸Sに対して、正のアキシャルレーキを有している。なお、主切刃151および副切刃153は、正のアキシャルレーキではなく負のアキシャルレーキを有していてもよい。製造方法また、本実施形態のインサートの製造方法の一実施形態について説明する。まず、上述した硬質合金を焼成によって形成しうる金属炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物等の無機物粉末に、金属粉末、カーボン粉末等を適宜添加、混合し、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定の工具形状に成形する。その後、得られた成形体を真空中または非酸化性雰囲気中にて焼成することによって上述した硬質合金からなる基体6を作製する。そして、上記基体の表面に所望によって研磨加工や切刃部のホーニング加工を施す。次に、得られた基体6の表面に化学気相蒸着CVD法によって被覆層を形成する。まず、基体の直上に第1層としてTiN層を形成する。TiN層の成膜条件としては、混合ガス組成として四塩化チタンTiCl4ガスを0.5~10体積、窒素N2ガスを10~60体積の割合で含み、残りが水素H2ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を800~940°Cチャンバ内、圧力を8~50kPaにて成膜される。次に、第2層としてTiCN層を形成する。ここでは、TiCN層が、平均結晶幅が小さい微細柱状結晶層と、この層よりも平均結晶幅が大きい粗柱状結晶層とのMT-TiCN層と、HT-TiCN層との3層にて構成する場合の成膜条件について説明する。MT-TiCN層のうちの微細柱状結晶層の成膜条件は、四塩化チタンTiCl4ガスを0.5~10体積、窒素N2ガスを10~60体積、アセトニトリルCH3CNガスを0.1~0.4体積の割合で含み、残りが水素H2ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を780~900°C、圧力を5~25kPaとする。MT-TiCN層のうちの粗柱状結晶層の成膜条件は、四塩化チタンTiCl4ガスを0.5~4.0体積、窒素N2ガスを0~40体積、アセトニトリルCH3CNガスを0.4~2.0体積の割合で含み、残りが水素H2ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を780~900°C、圧力を5~25kPaとする。HT-TiCN層の成膜条件は、四塩化チタンTiCl4ガスを0.1~3体積、メタンCH4ガスを0.1~10体積、窒素N2ガスを0~15体積の割合で含み、残りが水素H2ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を950~1100°C、圧力を5~40kPaとして成膜する。そして、チャンバ内を950~1100°C、5~40kPaとし、四塩化チタンTiCl4ガスを1~5体積、メタンCH4ガスを4~10体積、窒素N2ガスを10~30体積、一酸化炭素COガスを4~8体積、残りが水素H2ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に10~60分導入して成膜した後、続いて体積で二酸化炭素CO2ガスを0.5~4.0体積、残りが窒素N2ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、成膜温度を950~1100°C、5~40kPaにて、二酸化炭素CO2ガスを0.5~10体積、残りが窒素N2ガスからなる混合ガスを反応チャンバ内に10~60分導入することによって、HT-TiCN層を酸化させてTiCNO層に変化させながら中間層を成膜する。なお、このCO2ガスを含む混合ガスを流す工程を経ることなく中間層を形成することもできるが、α型Al2O3層を構成する結晶を微細なものとするためには、CO2ガスを含む混合ガスを流す工程を経ることが望ましい。続いて体積で二酸化炭素CO2ガスを0.3~4.0体積、残りが窒素N2ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、成膜温度を1000~1100°C、5~40kPaにて、反応チャンバ内に5~30分導入することによって、被覆層表面の表面粗さを粗くする。そして、引き続き、α型Al2O3層を形成する。α型Al2O3層の成膜条件としては、三塩化アルミニウムAlCl3ガスを0.5~5.0体積、塩化水素HClガスを0.5~3.5体積、二酸化炭素CO2ガスを0.5~5.0体積、硫化水素H2Sガスを0~0.5体積、残りが水素H2ガスからなる混合ガスをチャンバ内に導入し、成膜温度を950~1100°C、圧力を5~10kPaとして成膜することが望ましい。さらに、α型Al2O3層の上層に最表層を形成する。四塩化チタンTiCl4ガスを1~10体積、メタンCH4ガスを4~10体積、窒素N2ガスを0~60体積の割合で含み、残りが水素H2ガスからなる混合ガスを反応チャンバ内に導入し、チャンバの温度を960~1100°C、圧力を10~85kPaとして、成膜時間を1分~10分の間で成膜することで膜厚みを調整した後、続いて体積で二酸化炭素CO2ガスを0.5~4.0体積、残りが窒素N2ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、成膜温度を950~1100°C、5~40kPaにて、反応チャンバ内に5~30分導入することによって、HT-TiCN層を酸化させてTiCNO層に変化させながら最表層を成膜する。Tiに対する酸素の比率は、二酸化炭素CO2ガスの濃度や酸化時間により調整する。そして、所望により形成した被覆層の表面の少なくとも切刃部、望ましくは切刃部とすくい面を研磨加工する。この研磨加工により、切刃部およびすくい面が平滑に加工され、被削材の溶着を抑制して、さらに耐欠損性に優れた切削工具となる。平均粒径1.5μmの炭化タングステンWC粉末に対して、平均粒径1.2μmの金属コバルトCo粉末を6質量の割合で添加、混合して、プレス成形により切削工具形状CNMG120412に成形した。得られた成形体について、脱バインダ処理を施し、0.5~100Paの真空中、1400°Cで1時間焼成して超硬合金を作製した。さらに、作製した超硬合金に対して、ブラシ加工にてすくい面側について刃先処理Rホーニングを施した。次に、上記超硬合金に対して、CVD法により各種の被覆層を表1に示す成膜条件、および表2に示す層構成にて形成した。そして、被覆層の表面をすくい面側から30秒間ブラシ加工して試料No.I-1~I-8の表面被覆切削工具を作製した。得られた工具について、走査型電子顕微鏡観察を行い、各層を構成する結晶の形状、平均粒径または平均結晶幅、厚みを見積もった。結果は表2に示した。次に、このインサート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:端面加工被削材:FC250切削速度:450m/分送り:0.35mm/rev切り込み:3.0mm切削状態:乾式評価方法:フランク摩耗が0.3mm以上となる時間表中、工具寿命と記載。とそのときの切刃の状態表1~3に示される結果から、最表層の厚みが被覆層の表面粗さよりも厚い試料No.I-5および最表層がTiO2層である試料No.I-6では最表層が早期に剥離して、ベラーグの生成効果があまり見られなかった。また、最表層がAl2O3層の試料No.I-7でも溶着が激しく、工具寿命が短く、これに対し、本発明の範囲内である試料No.I-1~I-4では、ベラーグの生成効果によって耐摩耗性が向上する傾向にあった。平均粒径1.0μmの炭化タングステンWC粉末を主成分として、平均粒径1.2μmの金属コバルトCo粉末を8.5質量、平均粒径1.1μmの炭化タンタルTaC粉末を0.8質量、平均粒径1.0μmの炭化ニオブNbC粉末を0.1質量の割合で添加し混合して、プレス成形により図3~6の形状のインサート形状型番:PNMU1205ANER-GM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表4に示す大きさの刃先処理ホーニングを施した。ホーニングの測定方法としては投影機にてすくい面で測定を行った。次に、上記超硬合金に対して、CVD法により各種の被覆層を表4に示す成膜条件、および表5に示す層構成にて形成した。そして、被覆層の表面をすくい面側から30秒間ブラシ加工して試料No.II-1~8の表面被覆切削工具を作製した。得られた工具について、走査型電子顕微鏡観察を行い、各層を構成する結晶の形状、平均粒径または平均結晶幅、厚みを見積もった。結果は表5に示した。そして、この切削工具を用いて下記の条件により、断続切削試験を行い、耐欠損性を評価した。結果は表6に示した。評価方法:表面フライス切削加工被削材:FC2504穴切削速度:300m/min切込み:1.5mm送り:0.3mm/tooth切削状態:乾式表4~6に示される結果から、最表層がTiN層からなる試料No.II-5では最表層が早期にチッピングが発生し、最表層の厚みが被覆層の表面粗さと同じ試料No.II-6では熱クラックが発生して欠損が発生し、最表層がAl2O3層の試料No.II-7でも溶着が激しくて工具寿命が短く、最表層がTiCxNyOza層のaが1よりも小さい試料No.II-8では最表層が早期にフレーキングが発生してベラーグの生成効果があまり見られなかった。これに対し、本発明の範囲内である試料No.II-1~4では、被覆層の耐摩耗性が高く、かつベラーグの生成効果によって耐摩耗性がさらに向上する傾向にあった。"