超硬合金焼結体を第1の被接合材1とし、cBN焼結体を第2の被接合材2とする接合体であって、前記第1の被接合材1および前記第2の被接合材2は、両者の間に設置されたチタンTiを含有する接合材3を介して接合されており、前記第2の被接合材2と前記接合材3との界面に、厚み10~300nmの窒化チタンTiN化合物層が形成されていることを特徴とする接合体。前記接合材3が、ジルコニウムZr、コバルトCo、ニッケルNi、銀Ag、銅Cuから選ばれた1種または2種以上を含むことを特徴とする請求項1に記載の接合体。前記接合材3が、チタンTi、ジルコニウムZr、銅Cu、ニッケルNiから構成されており、Ti、Zr、Cuの各含有比率の合計をxvol、Niの含有比率を100-xvolとしたとき、Tiの含有比率が0.1~0.4xvol、Zrの含有比率が0.1~0.4xvol、Cuの含有比率が0.3~0.7xvolであることを特徴とする請求項2に記載の接合体。前記接合材3に含まれるニッケルNiの含有比率が、70vol以下であることを特徴とする請求項2に記載の接合体。前記第2の被接合材2の底面2aと背面2bとで、前記第1の被接合材1と前記第2の被接合材2とが、接合されており、前記背面2bの接合層の厚みが、前記底面2aの接合層の厚みよりも厚いことを特徴とする請求項1に記載の接合体。前記背面2bの接合層の厚みをa、前記底面2aの接合層の厚みをbとした時、bは1~50μmであり、かつ1<a/b<20であることを特徴とする請求項5に記載の接合体。しかしながら、上記した従来の方法により得られた接合体においては、接合強度が未だ充分大きいとは言えず、接合強度がより大きな接合体、特に、超硬合金とcBNが強固に接合された接合体が望まれていた。本発明者は、上記課題を解決するにあたって、種々の実験を行い、鋭意検討した結果、一般的に超硬合金焼結体やcBN焼結体の結合相成分に用いられるTiを接合材に含有させた場合、接合に際して、Tiが超硬合金焼結体やcBN焼結体に元素拡散して、両者が強固に接合された、即ち、大きな接合強度の接合体を得ることができることが分かった。そして、この接合においては、接合材とcBN焼結体との界面に、TiとcBN焼結体の窒素成分との反応生成物であるTiN化合物層が形成されており、その厚みが接合強度に関係していることが分かった。具体的には、加熱時間やTi量の増加によってTiN化合物層が厚くなり、これに伴って、TiN化合物層のcBN焼結体に対する優れた濡れ性とも相俟って、接合強度が大きくなる。しかし、TiN化合物層が一定の厚みを超えると、TiN化合物層の脆さが接合強度に大きな影響を与え、あまりに厚く形成された場合、具体的には、300nmナノメートルを超える厚みのTiN化合物層が形成された場合、この形成されたTiN化合物層が容易に破断されて、却って大きな接合強度を得られない。100nm以下であれば大きな接合強度を得やすくより好ましい。また、前記TiN化合物は粒状晶、柱状晶、アモルファスなど、どのような結晶状態でも良い。一方、加熱時間が短い、あるいはTi量が少なく、TiN化合物層が薄すぎる場合、具体的には、10nm未満のTiN化合物層が形成されるに留まった場合は、Tiの被接合材への元素拡散が充分に行われないことや、TiN化合物層が接合面全面に生成されずTiN化合物が生成する面積が小さくなりやすいため、大きな接合強度を得られないことが分かった。なお、上記TiN化合物層には、Ti、N以外の成分が少量含まれていてもよい。そのような成分としては、cBNや超硬合金を構成する元素、接合材を構成する元素を挙げることができる。本発明は、上記の知見に基づく発明であり、超硬合金焼結体を第1の被接合材とし、cBN焼結体を第2の被接合材とする接合体であって、該第1の被接合材および該第2の被接合材は、両者の間に設置されたチタンTiを含有する接合材を介して接合されており、該第2の被接合材と該接合材との界面に、厚み10~300nmの窒化チタンTiN化合物層が形成されていることを特徴とする接合体である。本発明によれば、上記したように、超硬合金焼結体とcBN焼結体との間に、大きな接合強度を有する接合体を得ることができるため、高強度に接合された切削工具等を提供することができる。上記の通り、本発明における窒化チタンTiN化合物層には、本発明の趣旨を逸脱しない範囲の少量のTi、N以外の元素を含有する化合物も含まれる。接合は加熱により行われるが、cBN焼結体は、熱に弱く、高温で分解されやすいため、短時間で熱劣化しやすい。このため、加熱は短時間に行われることが好ましい。具体的な加熱手段としては、通電時間1分以内の通電加熱が好ましく、30秒以内が特に好ましく、その際の第1の被接合材である超硬合金焼結体の温度としては、1000~1300°C程度が好ましい。接合材の融点が1000°C以下であると、cBN焼結体の品質劣化を防ぎ、かつTiN化合物層厚みを所定の範囲に制御しやすく好ましい。接合材の融点が1000°C以上である場合、所定のTiN化合物層厚みを得るために、加熱時間を長くするか、あるいは加熱温度を高くする必要があるが、加熱時間を長くするとcBNの品質劣化が生じやすく、加熱温度を高くするとTiN化合物層が厚くなりすぎ、また超硬合金焼結体が変形するなどの問題が生じる恐れがある。加熱に際しては、縦方向、横方向の両方向から加圧しながら加熱することが好ましい。縦方向、横方向の両方向から加圧することにより、cBN焼結体の接合位置を超硬基材に対して一定とし、正確に位置決めすることができるため、片方向から加圧する場合よりも接合後の研削加工量をより小さくできるほか、cBN焼結体の移動量、研削量を必要最小限の大きさに設計することができ、cBN焼結体をより小さくでき、高価なcBN焼結体の使用量を抑制することができる。また、縦方向と横方向の加圧力を制御することにより、底面および背面の接合層の厚みを所定の厚み比に制御しやすく好ましい。さらに、濡れ性のみに頼ることなく被接合材と接合材との接触面積を広げられるため、短時間でも接合面積を広くでき、好ましい。横方向から加圧しない、あるいは横方向の加圧力が適切でない場合、主に背面側に隙間が生じやすく、特に幅0.5mm以上の隙間が生じた場合に接合強度が低下しやすい。また、隙間が無い場合でも、加圧していない場合には、接合層内の気泡が残留しやすく、加圧による元素拡散の活性化が期待できない。さらに、短時間で加熱した場合には、濡れ性不足により被接合材間に接合材が広がりきらないため、接合面積が小さくなりやすく、接合強度が低下しやすい。また、通電加熱を行う場合、超硬基材への加圧力が小さすぎると、超硬合金焼結体と電極との間の接触抵抗が多くなり、電流が流れない、あるいは放電する等の問題が発生する恐れがある。通電加熱を行う場合の好ましい圧力は、0.1~200MPaである。なお、コバルトCoなどのメタルバインダーを含むcBN焼結体やcBN含有率が70を超えるcBN含有率が大きい焼結体を被接合材として超硬合金に接合した工具では、1000°C以上の温度で長時間加熱による接合を行うと、cBN焼結体に亀裂が生成し良好な接合を行うことが難しい問題点があった。これはcBNとメタルバインダーの熱膨張係数差が非常に大きいため、1000°C以上の加熱でメタルバインダーの体積膨張が大きくなってcBN焼結体に亀裂が生成したり、cBN含有率が70を超えるcBN焼結体では基材となる超硬合金との熱膨張係数差が大きく、接合後の冷却過程でcBN焼結体に亀裂が生じてしまうことが原因と考えられる。また、1000°C以上の温度でcBN焼結体のメタルバインダーが液相を生成し、cBN焼結体に亀裂が生成することが原因とも考えられる。このようなcBN焼結体の品質劣化の発生を防ぐためには、通電加熱時、cBN焼結体よりも超硬合金焼結体が優先的に発熱するように、cBN焼結体と接合材の配置、通電方法を工夫することが好ましい。具体的には、例えば、cBN焼結体に接する電極と超硬合金焼結体に接する電極の材質を変えることが挙げられる。電極の材質を変えることにより、超硬合金焼結体とcBN焼結体の各々に流れる電流の量が異なるため、それぞれの発熱を制御することができる。また、cBN焼結体よりも超硬合金焼結体を集中的に通電加熱して、間接的にcBN焼結体を加熱してもよい。このように、通電経路を工夫することにより、超硬合金焼結体をcBN焼結体よりも優先的に加熱することができ好ましい。これにより、cBN焼結体を必要以上に高温加熱することなく、短時間で接合材近傍を高温加熱することができ、強固な接合が可能になると共に、cBN焼結体の品質劣化熱的劣化、分解、亀裂生成等を招くことなく、cBN焼結体の高硬度等の特徴を十分に生かすことができる。また本発明は、上記接合材が、ジルコニウムZr、コバルトCo、ニッケルNi、銀Ag、銅Cuから選ばれた1種または2種以上を含むことが好ましい。本発明においては、接合材として、上記したTiに加えて、一般に超硬合金焼結体やcBN焼結体の結合相成分として用いられるCo、Ni、あるいはcBN焼結体と優れた濡れ性を示すAg、Cu、Zrの少なくともいずれかを含む合金からなる接合材を用いると、接合強度のより高い接合体を得ることができる。このような接合材としては、例えば、Ag-Ti合金、Cu-Ti合金、Ni-Ti合金、Co-Ti合金、およびこれらの固溶体、例えば、Cu-Ti―Zr合金、Ag-Cu-Ti合金、Cu-Ni-Ti合金、Cu-Ni-Zr-Ti合金等、さらには、これらの金属間化合物等を挙げることができる。なお、超硬合金基材やcBNに含まれる他の成分、例えばW、Cr、Ta、Nbなどが微量含まれていてもよい。例えば、Cu-Cr-Al-Ti合金等を挙げることができる。金属間化合物は、接合材に最初から含まれていても良い。また、金属間化合物を構成する元素が、接合材には別の状態で含まれており、接合完了後に反応生成されても良い。金属間化合物が反応生成される場合は、接合に反応熱を利用することができるため、接合にとってより有効である。また本発明は、上記接合材が、チタンTi、ジルコニウムZr、銅Cu、ニッケルNiから構成されており、Ti、Zr、Cuの各含有比率の合計をxvol、Niの含有比率を100-xvolとしたとき、Tiの含有比率が0.1~0.4xvol、Zrの含有比率が0.1~0.4xvol、Cuの含有比率が0.3~0.7xvolであることが好ましい。上記した通り、Niは、超硬合金焼結体やcBN焼結体の結合相成分として用いられ、CuやZrは、cBN焼結体と優れた濡れ性を示す材料であるため、これらの材料を含有する接合材を用いた場合、接合強度のより高い接合体を得ることができる。本発明者が、種々の実験を行ったところ、Ti、Zr、Cuの各含有比率の合計をxvol、Niの含有比率を100-xvolとし、さらに、Cu、Zr、Tiの各含有比率が上記の比率の場合、接合材の融点、濡れ性が良好となりやすく、より強固な接合を得ることができることが分かった。なお、上記の記載において、例えば0.1~0.4xvolとの表記は、当該含有比率volが0.1x~0.4xの範囲となることを示している。また本発明は、上記接合材に含まれるニッケルNiの含有比率が、70vol以下であることが好ましい。上記したように、超硬合金焼結体やcBN焼結体の結合相成分として用いられるNiを含む接合材は、接合強度のより高い接合体を得ることができる。しかし、Niの比率が70volを超えると、接合材中に含まれるTi含有量が相対的に減少し、前記した適切な厚みのTiN化合物層を形成することが困難となるため、好ましくない。また本発明は、上記第2の被接合材の底面と背面とで、上記第1の被接合材と上記第2の被接合材とが、接合されており、上記背面の接合層の厚みが、上記底面の接合層の厚みよりも厚いことが好ましい。切削時、特に断続切削においては、ワークと接する際、刃先に衝撃がかかるため、比較的軟質層である接合材が衝撃を緩和する効果がある。しかし、底面側は切削による負荷と熱により塑性変形が生じやすく、このため、耐欠損性や加工精度が低下しやすい問題があった。本発明者は、縦横加圧を適切に行うことにより、底面接合層の厚みを背面接合層の厚みよりも薄くすることにより、加工精度を保ちつつ、耐欠損性の高い接合体が得られることを見出した。第1の被接合材、即ち、超硬合金焼結体は、一般的に、プレス成形により形成されるため、第2の被接合材の背面と対向する面には傾斜した抜きテーパが設けられている。このため、第1の被接合材と第2の被接合材を突き合わせた場合、背面側に隙間ができやすく、接合材インサート材が底面側から回り込むだけでは、ボイド隙間を形成して、充分な接合が得られない恐れがある。このため、背面との接合にも接合材を用いることが好ましい。本発明においては、背面の接合層の厚みが、底面の接合層の厚みよりも厚くされており、ボイド隙間の形成が抑制されているため、充分な接合強度を得ることができる。また本発明は、上記背面の接合層の厚みをa、上記底面の接合層の厚みをbとした時、bは1~50μmであり、かつ1<a/b<20であることが好ましい。本発明者は、上記接合体の内、底面の接合層の厚みを1~50μm、より好ましくは1~20μmと、一般的な真空ロウ付け接合体の場合よりも薄く保つことにより、塑性変形が生じにくく、加工精度を高く保ちやすいことを見出した。さらに、底面の接合層の厚みbに対する背面の接合層の厚みaの比a/bを、所定の範囲に制御することにより、加工精度を高く保ちつつ、耐欠損性に優れた接合体を得る事ができることを見出した。即ち、底面の接合層の厚みが厚すぎる場合には、切削試験中に底面接合層が塑性変形しやすくなる。また、上記のa/bが小さすぎる、即ち、底面の接合層の厚みに対して背面の接合層の厚みが薄すぎる場合には、接合層内で衝撃を緩和できず、耐欠損性の向上効果を得にくい。一方、大きすぎる、即ち、底面の接合層の厚みに対して背面の接合層の厚みが厚すぎる場合には、外観上隙間が無いように見えた場合でも接合層の内部に空隙が存在する可能性が高くなり、接合強度が低下しやすくなることを見出した。1<a/b<20であると好ましく、2<a/b<15であるとより好ましい。このとき、背面の接合層の厚みが5~200μm、より好ましくは5~100μmであると、接合層内部の空隙が生じにくく、より好ましい。本発明のように背面と底面の接合層厚みを制御することは従来のロウ付け法では難しかった。以上、本発明においては、高圧安定型の材料であるcBN焼結体の品質劣化熱的劣化、分解、亀裂生成等を招くことなく、高接合強度でcBN焼結体の高硬度等の特徴を十分に生かすことができる工具を提供することができる。特に、耐摩工具、鉱山土木工具、切削工具等の工具として好適に提供することができ好ましい。本発明によれば、従来の方法により得られた接合体に比べて、接合強度がより大きな接合体を提供することができ、高強度に接合された切削工具等を提供することができる。以下、本発明を実施の形態に基づき、図を用いて説明する。1.接合体の構成図1は、本実施の形態における接合体を模式的に示す図であって、aは側面図、bは平面図である。図1において、接合体は、超硬合金焼結体により形成される第1の被接合材1、cBN焼結体により形成される第2の被接合材2、および第1の被接合材1と第2の被接合材2との間に介在するTiを含有する接合材3を含み、第2の被接合材2と接合材3との界面には、厚み10~300nmのTiN化合物層図示省略が形成されている。通電加圧接合法次に、通電加圧接合法について、図2を用いて説明する。図2は、通電加圧接合における通電の一形態を説明する概念図である。図2は、電極34、分割電極35、およびアルミナ等で形成された水平方向加圧材36を含む。図2において、分割電極35は第2の被接合材2に接しており、電極34は第1の被接合材1に接している。電極34と分割電極35の材質を変えることで、それぞれの電気伝導度と熱伝導度を変えることができ、第1の被接合材1と第2の被接合材2にそれぞれ異なった電流を与えることが可能となり、それぞれの温度を極端に変えることが可能となる。これにより、第2の被接合材2よりも第1の被接合材1を優先的に発熱させることが可能になるため、熱に弱く、短時間で熱劣化しやすい第2の被接合材2cBN焼結体の熱劣化を防ぐことができる。さらに、それぞれの電極を独立して加圧することにより、第1の被接合材1と第2の被接合材2に与える圧力を高精度に制御することができる。このため、第1の被接合材1が最適な接触抵抗となるように、第2の被接合材2の水平方向加圧材36による横方向加圧力と最適なバランスで加圧して、接合材3接合層厚みを最適な厚みにすることができる。通電条件通電条件は、使用される被接合材1、2および接合材3の材質等により、適宜決定されるが、接合材3近傍以外で、被接合材1、2の材料の変形溶融や、粒子の粗大化を招かないためには、1分以内、特に30秒以内程度が好ましい。接合材の形態通電加圧接合を行う接合材3の形態としては、第1の被接合材1や第2の被接合材2の表面に粉末、箔、もしくはペースト状にして塗布する方法の他、めっき法や物理蒸着法で被覆する方法を採用することができる。めっき法や物理蒸着法で被覆する方法は、接合材3を被覆した後に被接合材1、2をハンドリングしやすく、接合工程の自動化に有利である他、被覆膜厚の制御も行いやすいため、接合強度を安定化させる上で特に好ましい。加圧加圧しながら通電加熱することで、接合材3は変形しやすくなり、接合材3と被接合材1、2の密着性は高まり、元素拡散しやすくなる。この結果、接合強度を飛躍的に高めることができる。特に、本発明の接合体を切削工具、例えば切削チップに適用する場合、基材である第1の被接合材1と第2の被接合材2の接合面は、上下方向と水平方向の2方向となり、両方向で第1の被接合材1と第2の被接合材2がしっかりと接合されることが必要となる。このような場合では、上記した通り2方向からの加圧を行うことが好ましい。加圧力は小さすぎると電極と被接合材1、2の接触抵抗が多くなり、電流を流せなくなる、あるいは放電してしまうこと等があり、不適当である。また、大きすぎると超硬合金焼結体が変形するため、不適当である。本発明の場合、被接合材1では0.1MPa~200MPa、被接合材2では0.01~50MPaが適当である。雰囲気接合中の雰囲気は、被接合材1、2および接合材3のいずれとも金属を含むため、真空中あるいは不活性ガス中あるいは還元雰囲気中で行うことが望ましい。真空度は特に限定されないが、13.3Pa0.1Torrより高真空であることが望ましい。不活性ガスとしては、アルゴン、ヘリウム、窒素、あるいはこれらの混合ガスを挙げることができる。還元雰囲気としては、上記不活性ガスに水素ガスを若干割合混合したガス雰囲気や、接合材3近傍に加熱した黒鉛を設置する方法を挙げることができる。電流の形態通電する電流の形態は、被接合材1、2および接合材3を適切な温度に加熱できるための電流を流すことができるのであれば直流電流、交流電流とも使用できる。特に、直流パルス電流はピーク電流値とパルスのON、OFF比を変えることができるため、接合界面の瞬間的な加熱と被接合材1、2の全体的な温度制御範囲を広げることができ、接合には有効である。接合材の厚みの設定次に、接合材3の厚みについて、図1を用いて説明する。接合材3の厚みは、底面2a側の厚みbに比べて背面2b側の厚みaを厚く、好ましくは1<a/b<20と厚く設定することにより、耐欠損性が高く、かつ高加工精度を保つことができ、さらにボイドが生成し易い背面側にボイドが生成することが抑制され、安定して高い接合強度が得られる。1.接合体の作製表1に示す各接合材3を用いて、各接合条件に従って、実施例1~23および比較例1~7の接合体を作製した。1TiN化合物層の厚み表1による化合物層厚みの欄参照。2第1の被接合材1実施例および比較例に共通材質:1箇所にザグリを入れた超硬合金焼結体台金形状:先端角90°、内接円12.7mm、厚み4.76mm、R0.8mmJIS:SNGN1204083第2の被接合材2実施例および比較例に共通材質:cBNチップcBN含有率90形状:2mm×1mm、厚み1.2mm4接合材組成、状態、加熱法、接合条件表1の通りである。表1の接合材組成の欄は、接合された状態における接合材3の組成を示しており、EPMA法により調べた結果であり、この組成は出発材の接合材3の組成と一致していた。第1の被接合材のザグリに対して、第2の被接合材が底面1mm×1mmの範囲で接触し、かつ背面でも接触するようにセットし接合する。表1の接合材状態の欄は、接合材の状態を示しており、粉末とは接合材が粉末で用いられていることを示し、物理蒸着とは接合材が被接合材に物理蒸着された状態で用いられることを示し、物理蒸着めっきとは接合材が第1または第2の被接合材のいずれかに対し物理蒸着され、もう一方の被接合材に対しめっきされた状態で用いられることを示し、粉末めっきとは接合材が被接合材にめっきされた状態で用いられるとともに粉末の接合材も併用される状態を示す。なお、加熱法において、通電とは通電加圧接合法であり、その接合条件において、加熱時間は、電流欄の直流パルス電流を通電した時間を示し、超硬基材加圧力とは第1の被接合材に加えられる圧力を示し、cBN加圧力とは第2の被接合材に加えられる圧力を示し、横加圧力とは図2の水平方向加圧材により加えられる圧力を示す。また、加熱法において、真空炉とは、真空炉を用いた加熱方法であり、表1記載の基材温度で加熱したものである。また、加熱法において、高周波とは、高周波誘導加熱装置により加熱したものである。2.測定方法1接合材の厚み研磨を行った後、顕微鏡観察により底面接合材厚み第2の被接合材2の底面側の接合材3接合層の露出面での平均厚み、背面接合材厚み第2の被接合材2の背面側の接合材3接合層の露出面での平均厚みを測定した。結果を表1に示す。底/背面厚み比とは、底面接合材厚みに対する背面接合材厚みの比背面接合材厚み/底面接合材厚みを示す。2TiN化合物層の厚み接合界面をFIB加工した後、TEMによる観察およびEDX、EELSによる組成分析を行うことによりTiN化合物層の厚みを測定した。観察する倍率は、TiN化合物層の厚みにより適宜調整し、1視野内における厚みの平均値を求めた。結果を表1に示す化合物層厚みの欄参照。3基材温度の測定図3は、基材温度の測定方法を説明する模式図である。図3において、接合体の第1の被接合材1に照射されるレーザーのレーザースポット44を示す。第1の被接合材1超硬合金焼結体のザグリ付近の温度を、放射温度計を用いて測定した。具体的には、図3に示すように、第1の被接合材113mm角×厚み5mmの上面およびザグリの背面から1mmの位置に、レーザースポット44直径1mmの中心を位置させ、レーザースポット44の温度を放射温度計により測定した。測定結果を表1に示す。4接合強度の測定図4に接合強度の測定方法を示す。接合体を紙面の上下から加圧した状態で、紙面に垂直な力を第2の被接合材2の第1の被接合材から出っ張った部分に加えることにより、接合材3にせん断力を与え、破断時の強度を接合強度とした。測定結果を表1に示す。なお、表1において底面接合材厚みの欄や接合強度の欄が空欄であるものは、被接合材が接合材により接合されなかったことを示す。3.観察接合強度測定後の実施例および比較例の破断面をSEMEDXにより観察した。また、接合面をTEMにより観察した。実施例3の破断面のSEM像、EDX像および接合面のTEM像観察、EELS分析により、Bリッチ層、即ち脆いとされるTiN化合物層ではなく、cBN内で破断しており、大きな接合強度が得られていることが分かった。これに対して、比較例7は、TiN化合物層の厚みが過大となり、TiN化合物層で破断しており、大きな接合強度が得られないことが分かった。他の実施例および比較例についても、同様にして観察した。4.評価表1より、TiN化合物層の厚みにより、接合強度は変動し、10~300nmの範囲内にある場合には、高い接合強度が得られることが分かった。なお、実施例6については、a/b>20となっているため、背面にボイド隙間が発生しており、接合強度が低下している。また、実施例18~21は、接合材が、チタンTi、ジルコニウムZr、銅Cu、ニッケルNiから構成されており、Ti、Zr、Cuの各含有比率の合計をxvol、Niの含有比率を100-xvolとしたとき、Tiの含有比率が0.1~0.4xvol、Zrの含有比率が0.1~0.4xvol、Cuの含有比率が0.3~0.7xvolであるという条件を満足する実施例である。また、実施例2~4のように加熱時間が10~60秒の場合には適切な厚みのTiN化合物層が形成され、cBNの熱劣化が認められず、実施例3のように加熱時間が20秒の場合には特に高い接合強度が得られることが分かった。なお、表1において接合材組成の欄のCu、Zr、Co、Niに付記されている数値は、各金属のvolを表す数値である。なお、Tiには数字が付されていないが残部がTiであることを示している。5.切削試験次に、実施例6~12で得られた条件で作製した接合体を用いて切削試験を行った。切削条件は以下の通りである。工具形状:CNGA120408切削速度:150m/min切り込み:0.1mm送り速さ:0.1mm/rev切削時間:60min被削材:軸方向に沿って4つの溝を有するSCM415乾式結果を表2に示す。表2より、底面厚みが1~50μmでかつ底背面厚み比背面厚み/底面厚みが1を超え20未満である実施例7~10の場合、摩耗量は0.28mm以下であり、耐摩耗性に優れていることが分かった。これに対して、底背面厚み比が20を超えている実施例6の場合、背面厚みが厚すぎるため、接合強度が不足して、接合外れが生じていた。そして、底面厚みに比べて背面厚みが薄すぎ、底背面厚み比が1を下回っている実施例11の場合、切削負荷により欠損が生じていた。また、背面厚みに比べて底面厚みが厚すぎ、底背面厚み比が1を下回っている実施例12の場合、切削中に接合層が軟化して、欠損が生じていた。また、実施例10では、大きな欠損は生じていないものの、切削後の刃先を詳細に観察したところ、実施例7~9と比較して微小なチッピングが多く見られた。以上、本発明を実施の形態に基づき説明したが、本発明は上記の実施の形態に限定されるものではない。本発明と同一および均等の範囲内において、上記の実施の形態に対して種々の変更を加えることが可能である。