基材と、該基材上に形成された被覆膜とを備え、前記被覆膜は、少なくとも1層の炭窒化チタン層を含み、前記炭窒化チタン層は、組織係数TChklのうちの配向性指数TC220が最大であり、硬度基準片の押し込み硬度をHsとし、前記炭窒化チタン層の押し込み硬度をHtとすると、複数回の測定における相対硬度Ht/Hsの平均値は、3以上であり、前記相対硬度Ht/Hsに対する、前記炭窒化チタン層の相対硬度の最大値Htmax/Hsと最小値Htmin/Hsとの差は、0.5以下である、表面被覆切削工具。前記炭窒化チタン層は、炭素と窒素との合計に対する炭素の原子比が0.7以上である、請求項1に記載の表面被覆切削工具。前記被覆膜は、少なくとも1層のアルミナ層を含み、前記アルミナ層は、α型酸化アルミニウムからなり、かつその平均層厚が2μm以上15μm以下である、請求項1または2に記載の表面被覆切削工具。しかしながら、特許文献1のMTCVD法で成膜されたTiCN層は422に配向しやすいため、硬度が十分とは言えず、特に硬度の高い被削材等を断続切削する際に十分な耐摩耗性を得ることができなかった。また、特許文献2のHT-CVD法は、その成膜速度がMT-CVD法と比べて遅いため、製造効率の観点から好ましいとは言えない。しかも、HT-CVD法では、成膜条件が僅かでも変わってしまうと、TiCN層の組成および結晶組織が大きく変わってしまうという問題がある。このため、TiCN層中に硬度の低い部分が分散されることになり、鋳鉄等の硬い被削材を切削するとき、または微視的な凹凸がある被削材を断続切削するときのような切削条件では、表面被覆切削工具に欠損やチッピングが生じやすかった。本発明は、上記のような現状に鑑みなされたものであって、その目的とするところは、耐摩耗性および耐欠損性を高度に両立した表面被覆切削工具を提供することである。本発明者らは、化学蒸着法により被覆膜を形成する手法を検討したところ、被覆膜の1層に炭窒化チタン層を形成し、該炭窒化チタン層の結晶配向性を制御するとともに、該炭窒化チタン層の硬度のばらつきをなくせば、耐摩耗性および耐欠損性の両特性に優れるという知見を得、この知見に基づいてさらに検討を重ねることによりついに本発明を完成させるに至った。すなわち、本発明の表面被覆切削工具は、基材と、該基材上に形成された被覆膜とを備え、該被覆膜は、少なくとも1層の炭窒化チタン層を含み、該炭窒化チタン層は、組織係数TChklのうちの配向性指数TC220が最大であり、硬度基準片の押し込み硬度をHsとし、炭窒化チタン層の押し込み硬度をHtとすると、複数回の測定における相対硬度Ht/Hsの平均値は、3以上であり、該相対硬度Ht/Hsの平均値に対する、炭窒化チタン層の相対硬度の最大値Htmax/Hsと最小値Htmin/Hsとの差は、0.5以下であることを特徴とする。上記の相対硬度Ht/Hsの平均値に対する、炭窒化チタン層の相対硬度の最大値Htmax/Hsと最小値Htmin/Hsとの差は、0.3以下であることが好ましい。上記の炭窒化チタン層は、炭素と窒素との合計に対する炭素の原子比が0.7以上であることが好ましい。上記の被覆膜は、少なくとも1層のアルミナ層を含み、該アルミナ層は、α型酸化アルミニウムからなり、かつその平均層厚が2μm以上15μm以下であることが好ましい。本発明の表面被覆切削工具は、上記のような構成を有することにより、耐摩耗性および耐欠損性を高度に両立することを可能としたものである。以下、本発明について、詳細に説明する。なお、本発明において、層厚または膜厚は走査型電子顕微鏡SEM:ScanningElectronMicroscopeにより測定し、被覆膜を構成する各層の組成はエネルギー分散型X線分析装置EDS:EnergyDispersivexraySpectroscopyにより測定するものとする。<表面被覆切削工具>本発明の表面被覆切削工具は、基材とその上に形成された被覆膜とを備えたものである。このような基本的構成を有する本発明の表面被覆切削工具は、たとえばドリル、エンドミル、フライス加工用または旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップ、またはクランクシャフトのピンミーリング加工用チップ等として極めて有用に用いることができる。<基材>本発明の表面被覆切削工具の基材としては、このような切削工具の基材として知られる従来公知のものを特に限定なく使用することができる。たとえば、超硬合金たとえばWC基超硬合金、WCの他、Coを含み、あるいはさらにTi、Ta、Nb等の炭窒化物等を添加したものも含む、サーメットTiC、TiN、TiCN等を主成分とするもの、高速度鋼、セラミックス炭化チタン、炭化硅素、窒化硅素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウム、およびこれらの混合体など、立方晶型窒化硼素焼結体、ダイヤモンド焼結体等をこのような基材の例として挙げることができる。このような基材として超硬合金を使用する場合、そのような超硬合金は、組織中に遊離炭素やη相と呼ばれる異常相を含んでいても本発明の効果は示される。なお、これらの基材は、その表面が改質されたものであっても差し支えない。たとえば、超硬合金の場合はその表面に脱β層が形成されていたり、サーメットの場合には表面硬化層が形成されていてもよく、このように表面が改質されていても本発明の効果は示される。<被覆膜>本発明の被覆膜は、少なくとも1層の炭窒化チタン層を含む単一または複数の層からなることを特徴とする。かかる炭窒化チタン層は、特定の結晶配向性を有するため、耐摩耗性に優れており、しかも均一な硬度を有するため、被覆膜に欠損が生じにくいものである。このような本発明の被覆膜は、基材上の全面を被覆する態様を含むとともに、部分的に被覆膜が形成されていない態様をも含み、さらにまた部分的に被覆膜の一部の積層態様が異なっているような態様をも含む。また、本発明の被覆膜は、その全体の膜厚が5μm以上25μm以下であることが好ましい。5μm未満であると耐摩耗性に劣る場合があり、25μmを超えると基材との密着性および耐欠損性が低下する場合がある。このような被覆膜の特に好ましい膜厚は10μm以上20μm以下である。以下、このような被覆膜を構成する各層をさらに詳細に説明する。<炭窒化チタン層>本発明の被覆膜は、炭窒化チタン層を少なくとも1層含むものである。かかる炭窒化チタン層は、TiCNを主体とする層とすることが好ましく、TiCNの1次すべり面である220面の配向性指数TC220が最大であることを特徴とする。ここで、配向性指数TChklとは、以下の式Iで定義されるものである。式I中、Ihklは測定されたhkl面のピーク強度回折強度を示し、I0hklはJCPDSファイルJointCommitteeonPowderDiffractionStandards粉末X線回折標準ファイル;32-1383TiC、38-1420TiNによるhkl面を構成するTiCとTiNの粉末回折強度の平均値であり、hklは111、200、220、311、331、420、422、511の8面を示す。組織係数TChklのうちの配向性指数TC220が最大であることにより、被覆膜の滑り性が向上して摩耗しにくくなり、もって耐摩耗性を向上させることができる。これにより特に、鋳鉄または炭素鋼の旋削加工において、良好な耐摩耗性を示す。本発明において、炭窒化チタン層は、その相対硬度Ht/Hsの複数回の測定における平均値が3以上であることを特徴とする。また、相対硬度Ht/Hsの平均値の上限は、特に限定されず、その値が高いほど良好な耐摩耗性を示す。ここで、相対硬度Ht/Hsとは、硬度基準片の押し込み硬度Hsに対する炭窒化チタン層の押し込み硬度Htの比を意味し、以下のようにして算出する。まず、超微小押し込み硬さ試験機装置名:ENT-1100a株式会社エリオニクス社製を用いて、ナノインデンテーション法により硬度基準片製品名:UMV905株式会社山本科学工具研究社製の押し込み硬度Hsを測定する。次に、上記と同一の超微小押し込み硬さ試験機を用いて、炭窒化チタン層の押し込み硬度Htを測定する。具体的には、表面被覆切削工具の被覆膜の表面に対する法線を含む平面に沿って試料を切断し、該切断面を機械研磨し、この断面に対する垂直方向から炭窒化チタン層に対して圧子を押し込むことにより、炭窒化チタン層の押し込み硬度Htを測定する。そして、圧子を押し込む位置を変えて、同様の押し込み硬度の測定を30回繰り返し、この30回の測定のうち押し込み硬度Htの応力-歪曲線が不連続であったり、不自然であったりした場合を異常値と判断して除き、それ以外の押し込み硬度の各測定値を平均する。このようにして得られた押し込み硬度Htの平均値を硬度基準片の押し込み硬度Hsで除することにより、炭窒化チタン層の相対硬度Ht/Hsの平均値を算出する。また、上記の30回の押し込み硬度の測定結果を利用して、炭窒化チタン層の押し込み硬度の分布すなわち、層内の硬度の均一性を評価する。すなわち、上記30回の押し込み硬度の測定のうちの異常値を除いた上で、押し込み硬度の最大値Htmaxおよび最小値Htminを選出し、これらをそれぞれ硬度基準片の押し込み硬度Hsで除することにより、相対硬度の最大値Htmax/Hsおよび相対硬度の最小値Htmin/Hsを算出する。かかる相対硬度の最大値Htmax/Hsと、相対硬度の最小値Htmin/Hsとの差を、相対硬度Ht/Hsの平均値で除して得られた値が、炭窒化チタン層の押し込み硬度の分布を示す指標となる。すなわちたとえば、30回の押し込み硬度の測定によって、炭窒化チタン層の相対硬度Ht/Hsが3.5±0.4の範囲内となる場合においては、炭窒化チタン層の相対硬度の最大値Htmax/Hsが3.9であり、最小値Htmin/Hsが3.1であり、その差は0.8である。これを炭窒化チタン層の平均値3.5で除することにより、相対硬度Ht/Hsの平均値に対する、炭窒化チタン層の相対硬度の最大値Htmax/Hsと最小値Htmin/Hsとの差が0.23と算出される。本発明において、上記炭窒化チタン層の押し込み硬度の分布を示す指標すなわち相対硬度Ht/Hsの平均値に対する、炭窒化チタン層の相対硬度の最大値Htmax/Hsと最小値Htmin/Hsとの差は、0.3以下であることを特徴とし、0.1以下であることが好ましい。このような硬度分布を有する炭窒化チタン層は、切削時にチッピングや欠損が生じにくくする。このような炭窒化チタン層は、前述したとおりTiCNを主体として含むものであるが、ここでのTiCNを主体として含むとは、TiCNを90質量以上含むことを意味し、好ましくは不可避不純物を除きTiCNのみにより構成されることを意味する。このようなTiCNTiの炭窒化物に含まれる各元素間の原子比は、従来公知のあらゆる原子比が含まれ、その原子比は特に限定されるものではないが、たとえばTiとCNとの原子比は、CNの合計を1とした場合にTiが0.8~1.4とすることが好ましく、炭素と窒素との合計に対する炭素の原子比が0.7以上であることが好ましい。これを式で示すと、C/CN≧0.7を満たすことが好ましい。これにより炭窒化チタン層の220面の配向性指数を高めることができ、もって耐摩耗性を向上させることができる。上記の炭窒化チタン層は、その平均層厚が5μm以上20μm以下であることが好ましく、より好ましくは上限が15μmであり下限が7μmである。これを満たすことにより、耐摩耗性と耐欠損性とのバランスを良好に保つことができる。炭窒化チタン層の厚みが20μmを超えると耐欠損性が低下するため好ましくない場合があり、5μm未満では高速切削時に被覆膜の摩耗が進みやすくなるため好ましくない。<被覆膜を構成する各層>本発明において、被覆膜は、基材側から順に、最下層、炭窒化チタン層、密着層、アルミナ層、および最表面層をこの順に含むことが好ましい。以下においては、基材側から順に被覆膜を構成する各層を説明する。<最下層>本発明の被覆膜は、基材と炭窒化チタン層との間にTiの窒化物からなる最下層基材と接する層を設けることが好ましい。かかる最下層は、基材との密着性が高いため、苛酷な切削条件に対応する場合でも被覆膜全体が剥離することを防止することができる。このような最下層を形成することにより、被覆膜の少なくとも1層に圧縮残留応力が付与された場合であっても切削に耐え得る十分な密着性を得ることができる。このような最下層の層厚は、0.05μm以上1μm以下であることが好ましい。<密着層>本発明の被覆膜は、上記炭窒化チタン層の直上にTiBxNy式中、xおよびyはそれぞれ原子比を示し、0.001≦x/xy≦0.04であるで構成される密着層を含むことが好ましい。このような密着層は、その表面が非常に細かな針状組織となるため、その直上に形成されるアルミナ層と優れた密着性を示す。炭窒化チタン層上に直接アルミナ層を設けると、炭窒化チタン層からアルミナ層が剥離したり脱落する問題があるが、密着層をアルミナ層の直下に形成することによりこのような問題を解消することができる。これによりアルミナ層との間で特に良好な密着力が得られる。上記式中、xおよびyは、特に好ましくは0.003≦x/xy≦0.02である。これによりアルミナ層との間で特に良好な密着力が得られる。また、TiとBNとの原子比は、BNの合計を1とした場合にTiが0.8~1.5とすることが好ましい。このような密着層は、本発明の被覆膜を構成する他の層に含まれる元素特に密着層と接する層に含まれる元素を含むことができる。このような密着層は、0.05μm以上1μm以下の厚みを有することが好ましく、さらに好ましくは上限が0.8μmであり下限が0.1μmである。その厚みが1μmを超えると耐摩耗性が低下するため好ましくない場合があり、0.05μm未満ではアルミナ層との間で十分な密着性が示されない場合がある。<アルミナ層>本発明において、被覆膜は、上記最表面層と上記炭窒化チタン層との間にアルミナ層を含むことが好ましい。このようなアルミナ層は、Al2O3を主体とする層であるため、高速切削時の酸化摩耗に対して良好な性能が示され、耐摩耗性の向上に資するものとなる。ここで、Al2O3を主体とするとは、Al2O3を90質量以上含むことを意味し、好ましくは不可避不純物を除きAl2O3のみにより構成されることを意味する。このようなアルミナ層は、α型の結晶構造を有するAl2O3以下α-Al2O3と記すこともあるを主体とするか、またはκ型の結晶構造を有するAl2O3以下κ-Al2O3と記すこともあるであることが望ましい。中でも、α-Al2O3は、一般に高速切削において耐摩耗性に優れる点で有利である。なお、このような結晶構造は、X線回折により確認することができる。このようなアルミナ層は、2μm以上15μm以下の層厚を有することが好ましく、より好ましくは上限が10μmであり下限が4μmである。その厚みが15μmを超えると、切刃の先端部や切刃の境界部での剥離が生じやすくなり、耐欠損性が低下する場合があり、2μm未満であると、すくい面における耐クレータ摩耗性に優れるとともに、ねじ切り、溝きり等の繰り返し切削における耐食いつき性が低下する場合がある。<最表面層>本発明の被覆膜は、上記炭窒化チタン層とともに最表面層を含むことが好ましい。ここで、最表面層は、Tiの炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれかを主成分とする被覆膜の表面を構成する層である。Tiの炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれかを主成分とするとは、Tiの炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれかを90質量以上含むことを意味し、好ましくは不可避不純物を除きTiの炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれかのみにより構成されることを意味する。また、Tiの炭化物、窒化物および炭窒化物のそれぞれにおいて、TiとTi以外の元素すなわちC、N、およびCNとの質量比は、Tiが50質量以上とすることが好ましい。そして、Tiの炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれかのうち、特に好ましくはTiの窒化物すなわちTiNで表される化合物である。TiNはこれらの化合物のうちで色彩が最も明瞭金色を呈するであるため、切削使用後の切削チップのコーナー識別が容易であるという利点がある。なお、本発明において化合物をTiN等の化学式で表す場合、原子比を特に限定しない場合は従来公知のあらゆる原子比を含むものとし、必ずしも化学量論的範囲のもののみに限定されるものではない。たとえば単にTiCNと記す場合、TiとCとNの原子比は50:25:25の場合のみに限られず、またTiNと記す場合もTiとNの原子比は50:50の場合のみに限られない。これらの原子比としては従来公知のあらゆる原子比が含まれるものとする。本発明において、最表面層は、0.05μm以上1μm以下の厚みを有することが好ましい。さらにその厚みの上限は0.8μm、より好ましくは0.6μmであり、その下限は0.1μm、より好ましくは0.2μmである。その厚みが0.05μm未満の場合、圧縮残留応力が付与される場合その効果が十分ではなく、耐欠損性向上にあまり効果がなく、1μmを越えると最表面層の内側に位置する層との密着性が低下する場合がある。<製造方法>本発明の被覆膜は、化学蒸着法CVD法により形成されたものであることが好ましい。これにより、後述のブラスト処理を施すまでは被覆膜の各層は引張り残留応力を有したものとなり、基材との密着性が非常に高いものとなる。本発明において、炭窒化チタン層を成膜するときの成膜温度は、従来のMT-CVD法よりも高温であり、かつ従来のHT-CVD法よりも低温であることが好ましく、具体的には900°C以上1000°C以下であることが好ましい。このように従来のMT-CVD法とHT-CVD法との中間の成膜温度で成膜することにより、炭窒化チタン層を構成する隣接するTiCN柱状結晶同士の界面拡散を促進することができ、もって炭窒化チタン層を構成する結晶の結合力を向上させることができる。これにより切削時の擦り摩耗に起因して生じるTiCN粒子の脱落を抑制することができ、もって良好な耐欠損性と耐摩耗性とを有する被覆膜を形成することができる。ちなみに、MT-CVD法とは、約830°C~900°Cという比較的低温で成膜を行なうものであり、HT-CVD法とは、約1000°C以上の比較的高温で成膜を行なうものである。しかも、上記数値範囲の成膜温度で成膜することにより、220面が最大ピーク強度となる結晶配向性を有する炭窒化チタン層を成膜することができ、結晶構造的に表面が平滑であり、かつ耐摩耗性に優れたものとなる。その上、炭窒化チタン層を形成した後に形成する密着層およびアルミナ層の成膜温度の差も小さく、成膜中の温度変化および熱衝撃が最低限に抑制されるというメリットもある。成膜温度が900°C未満であると、炭窒化チタン層の結晶構造が柱状晶422面に配向するため、十分な滑り性を得ることができず、一方、1000°Cを超えると、超硬合金基材またはサーメット基材中の脱炭が激しくなり、基材と被覆膜との界面に硬くて脆い層が生成し、この脆い層が基材と被覆膜との密着性の低下の原因となる。本発明の炭窒化チタン層の成膜は、従来のHT-CVD法よりも100°C程度低温で行なわれるが、炭窒化チタン層を構成する炭素源として、CH4ガスよりも活性が高い炭素数が2の飽和炭化水素C2H2ガス、C2H4ガス、およびC2H6ガスを用いることが好ましい。これにより従来のHT-CVD法となんら遜色がなく、十分な速度で成膜することができ、製造効率が低下することもない。本発明の被覆膜を構成する炭窒化チタン層は、従来の成膜圧力よりも低真空の成膜条件、すなわち40kPa以上80kPa以下の成膜圧力で成膜される。このような低圧力の条件で成膜することにより、たとえば超硬合金からなる基材を用いる場合、結合層を構成するCoの蒸発を最小限に抑えることができ、もってWC粒子同士の結合力の低下を抑制することができる。また、サーメットからなる基材を用いる場合、結合層を構成するNiの蒸発を最小限に抑えることができ、もってTiCN粒子同士の結合力の低下を抑制することができる。しかも、上記低圧の成膜条件では、反応ガス同士の平均自由工程が短縮されるため、成膜速度が早くなり、炭窒化チタン層を構成する結晶組織のアスペクト比を大きくすることができる。これにより炭窒化チタン層が220面に最大ピーク強度を有する良質な柱状晶とすることができ、もって炭窒化チタン層の硬度を均一にすることができる。40kPa未満の高真空の条件で成膜すると、基材中の結合層の蒸発が促進され、基材中のWC粒子同士またはTiCN粒子同士の結合力が低下する。これにより被覆膜と基材との界面が剥離しやすく、工具に欠損が生じやすくなる。また、80kPaを超える低真空の条件で成膜すると、炭窒化チタン層の結晶組織を均一に柱状晶に成膜することができず、条件によっては粒状の混在組織が形成されて組織違いが生じ、炭窒化チタン層の硬度が均一とはなりにくい。本発明において、上述のように900°C以上1000°C以下の成膜温度として、40kPa以上80kPa以下の成膜圧力で炭窒化チタン層を成膜することにより、炭窒化チタン層の硬度を均一にすることができ、もって切削加工時にチッピングや欠損を生じにくくすることができる。本発明において、炭窒化チタン層を形成するときに導入する原料ガスは、Ti源とC源とN源とを少なくとも含み、かつH2またはアルゴンを含むことが好ましい。ここで、Ti源としてはTiCl4ガス等を用いることが好ましく、N源としてはN2ガス、NH3ガス、CH3CNガス等を用いることが好ましい。C源としては炭素数が1以上3以下の飽和炭化水素ガスまたは不飽和炭化水素ガスを用いることが好ましい。炭素数が1以上3以下の飽和炭化水素ガスとしては、CH4ガス、C2H6ガス、およびC3H8ガスが挙げられる。炭素数が1以上3以下の不飽和炭化水素ガスとしては、C2H2ガス、C2H4ガス、C3H4ガス、C3H6ガス等が挙げられる。これらの他、たとえばN源として用いるCH3CNガスをC源として用いてもよい。ここで、導入する原料ガスにおいて、Ti源に対するC源のモル比すなわちC源のモル比/Ti源のモル比は4以上10以下にすることが好ましい。このようなモル比で原料ガスを導入することにより、従来のMT-CVD法で成膜するよりも炭窒化チタン層に含まれる炭素の組成比を高めることができ、もって高温での硬度に優れた炭窒化チタン層となる。しかも、炭窒化チタン層の摩擦係数が低くなるため、滑り性が向上し、耐摩耗性を向上させることができる。Ti源に対するC源のモル比が4未満であると、炭窒化チタン層の成膜速度が遅くなり、量産性に適さなくなる。一方、10を超えると、炭窒化チタン層を構成する結晶構造が粗粒化し、被覆膜の硬度が均一になりにくくなるばかりか、製造工程中で塩化物が未反応物として大量に発生するため、環境上好ましくない。また、被覆膜の表面に対し、ブラスト処理を行なうことにより、被覆膜の残留応力の除去するとともに、圧縮応力を付与することができる。ここで、ブラスト処理としては、鋼球などの金属粉末やアルミナなどのセラミックス粉末を直接または水などの溶媒と混合したものを被覆膜の表面に衝突させることにより実施することができる。その衝突等の具体的条件は、被覆膜の構成や付与する圧縮残留応力の大きさ等により適宜調節することができるが、衝突が弱すぎると圧縮残留応力が付与されないこととなるので適度な強さで衝突させることが好ましい。以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。まず、WC-5Coからなる組成ただし不可避不純物を含むの超硬合金製切削チップ形状:住友電工ハードメタル株製CNMA120408を基材として用いた。かかる基材の切れ刃に対し、SiC砥粒を含んだナイロン性ブラシによって面取り加工を行ない、丸ホーニングを施した。その後、基材表面を洗浄した。この基材のノーズ半径は、0.8mmであった。次に、基材を抵抗過熱型CVD炉にセットし、公知の熱CVD法を用いて、基材上に表1に記載した被覆膜の各層を形成した表1中の左欄側から順に基材上に形成した。たとえば実施例1では、基材上から順に0.6μmの最下層TiN層、7.5μmの炭窒化チタン層TiCN層を形成した後、0.8μmの密着層TiBN層、2.8μmのアルミナ層κ-Al2O3層、および0.5μmの最表面層TiN層を形成した。このようにして実施例1の表面被覆切削工具を作製した。これと同様の方法により、各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を作製した。表1中の各層の層厚は、被覆膜を構成する各層の層厚を示し、合計膜厚は、被覆膜の膜厚を示した。これらの層厚および膜厚は、表面被覆切削工具の表面に対する法線を含む平面で切断し、該切断面をSEMで観察して得られた値を採用した。表1中のC/CNは、炭窒化チタン層を構成する炭素および窒素の原子比の和に対する炭素の原子比を示した。かかる原子比は、炭窒化チタン層をEPMAElectronProbeMicroAnalysisにより分析して得られた値を採用した。表1中のピーク強度の結晶面は、X線回折装置製品名:RINT2400理学電気社製によって炭窒化チタン層をX線回折したときの最高ピーク強度の結晶面を示した。表1中の相対硬度は、硬度基準片の押し込み硬度Hsに対する炭窒化チタン層の押し込み硬度Htの相対硬度Ht/Hsの平均値を記載した。ここで、相対硬度Ht/Hsの平均値の算出方法としては、まず、超微小押し込み硬さ試験機装置名:ENT-1100a株式会社エリオニクス社製を用いて、ナノインデンテーション法により硬度基準片製品名:UMV905株式会社山本科学工具研究社製の押し込み硬度Hsを測定した。次に、表面被覆切削工具の被覆膜の表面に対する法線を含む平面に沿って試料を切断し、該切断面を機械研磨した。そして、上記の硬度基準片を測定した超微小押し込み硬さ試験機と同一のものを用い、該断面に対する垂直方向から炭窒化チタン層に対して圧子を押し込むことにより、炭窒化チタン層の押し込み硬度Htを測定した。圧子を押し込む位置を変えて、炭窒化チタン層の押し込み硬度を30回測定した。この30回の測定のうち、押し込み硬度Htの応力-歪曲線が不連続であったり、不自然であったりした場合を異常値と判断して除き、それ以外の押し込み硬度の各測定値を平均することにより、押し込み硬度Htの平均値を算出した。この押し込み硬度Htの平均値を硬度基準片の押し込み硬度Hsで除することにより、炭窒化チタン層の相対硬度Ht/Hsの平均値を算出した。そして、上記30回の押し込み硬度の測定のうちの異常値を除いた上での押し込み硬度の最大値Htmaxおよび最小値Htminを、硬度基準片の押し込み硬度Hsで除することにより相対硬度の最大値Htmax/Hsおよび最小値Htmin/Hsを算出した。そして、相対硬度の最大値Htmax/Hsと、相対硬度の最小値Htmin/Hsとの差を求め、その差を炭窒化チタン層の相対硬度の平均値で除した値を、表1のHtmax/Hs-Htmin/Hs/Ht/Hsの欄に示した。この値が小さいほど、炭窒化チタン層の硬度にバラつきが少なく、炭窒化チタン層が均一な硬度であることを示す。なお、表1の最表面層の層厚の欄が-となっている実施例があるが、これは、被覆膜を形成した後に、ブラスト処理によって最表面層のみを取り除いたことを意味する。このような処理を施すことにより、引張残留応力の開放、または圧縮残留応力の付与をすることができる。また、炭窒化チタン層以外の被覆膜を構成する各層は、以下の表2に示される条件で成膜し、炭窒化チタン層は、以下の表3の条件で形成した。すなわちたとえば、実施例1における炭窒化チタン層の成膜においては、TiCl4:1.9体積、CH4:8.8体積、N2:3体積、H2:残部からなる反応ガスを全流量が56.8L/minとなるように導入し、そのチャンバ内の圧力を80kPaとし、温度990°Cとした。<切削試験>実施例1~12および比較例1~6の表面被覆切削工具を用いて、以下の条件で切削加工試験を5分間行なった。被削材:FCD700内径φ=250mm、長さl=1000mm切削速度:200m/min送り速度:0.3mm/rev切り込み:2.0mm切削油:水溶性切削試験前後の表面被覆切削工具をノギスで測定することにより、逃げ面の摩耗減少幅を算出し、表4の逃げ面摩耗量の欄に示した。なお、逃げ面摩耗量が少ないものほど、表面被覆切削工具の耐摩耗性が優れることを示している。また、切削試験終了後の表面被覆切削工具のすくい面を目視で観察し、そこに発生するクレータ摩耗の長手方向の幅を測定した。そして、以下の評価基準に基づいて、耐クレータ摩耗性を評価し、表4のクレータ摩耗の欄に示した。また、切削試験終了後の表面被覆切削工具の損傷形態を、表4の損傷形態の欄に示した。表4に示される結果から、各実施例の表面被覆切削工具は、各比較例のそれに比して、逃げ面摩耗量が少なく、かつクレータ摩耗の長手方向の幅が狭いことが明らかである。この結果から、各実施例の表面被覆切削工具は、各比較例のそれに比し、耐摩耗性および耐クレータ摩耗性に優れたものであると言える。このように耐摩耗性および耐クレータ摩耗性が向上したのは、炭窒化チタン層のピーク強度の結晶面が220であることによるものと考えられる。また、上記切削試験が終了した後の各実施例および各比較例の表面被覆切削工具の損傷形態において、各実施例では、被覆膜が正常摩耗しているのに対し、各比較例では、被覆膜にチッピングや欠損が生じている。各実施例の表面被覆切削工具には欠損が生じなかったにも関わらず、各比較例のそれにチッピングや欠損が生じたのは、各実施例の表面被覆切削工具が、各比較例のそれに比して、被覆膜の硬度が均一であることによるものと考えられる。以上の結果から、実施例の表面被覆切削工具は、比較例の表面被覆切削工具に比して、耐摩耗性および耐欠損性に優れたものであることが示された。以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせることも当初から予定している。今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。