"立方晶窒化硼素粒子を周期律表第4,5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の炭化物からなる結合相で結合した立方晶窒化硼素質焼結体からなる繊維状の芯材の外周面を、立方晶窒化硼素粒子を周期律表第4,5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の窒化物からなる結合相で結合した立方晶窒化硼素質焼結体からなる表皮材によって被覆した単芯繊維状構造からなる立方晶窒化硼素質焼結体。立方晶窒化硼素粒子を周期律表第4,5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の窒化物からなる結合相で結合した立方晶窒化硼素質焼結体からなる繊維状の芯材の外周面を、立方晶窒化硼素粒子を周期律表第4,5および6族金属から選ばれる少なくとも1種の金属元素の炭化物からなる結合相で結合した立方晶窒化硼素質焼結体からなる表皮材によって被覆した単芯繊維状構造からなる立方晶窒化硼素質焼結体。前記単芯繊維状構造を複数本集束した多芯繊維状構造からなる請求項1または2記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記炭化物を構成する金属元素および前記窒化物を構成する金属元素が同じ金属元素である請求項1または2に記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記金属元素がチタン元素である請求項4記載の立方晶窒化硼素質焼結体。立方晶窒化硼素質焼結体全体に対する前記炭化物の含有比率pCと、前記窒化物の含有比率pNとの比pC/pNが0.2~3.0である請求項1または2に記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記立方晶窒化硼素粒子の外周部に、周期率表第4、5および6族金属、鉄族金属およびAlから選ばれる少なくとも1種の金属元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、硼化物、硼炭化物、硼窒化物および酸化物のうち、前記結合相成分以外の化合物を含む中間相が存在する請求項1または2に記載の立方晶窒化硼素質焼結体。立方晶窒化硼素質焼結体全体に対する前記立方晶窒化硼素粒子の含有比率pcBNが45~80面積、前記炭化物の含有比率pCが2~45面積、前記窒化物の含有比率pNが3~50面積、前記中間相の含有比率pmが0~25面積である請求項7記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記炭化物および窒化物の相互固溶体化合物である炭窒化物の含有比率が立方晶窒化硼素質焼結体全体に対して5質量以下である請求項1または2に記載の立方晶窒化硼素質焼結体。X線回折分析において、前記窒化物のピークと前記炭化物のピークとが共存している請求項1または2に記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記X線回折分析において、前記炭化物の200面に帰属される回折ピークのピーク強度Icと、前記窒化物の200面に帰属される回折ピークのピーク強度INとの比IC/INが0.2~1.2である請求項10記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記X線回折分析において、前記立方晶窒化硼素粒子の111面に帰属される回折ピークのピーク強度IcBNと、前記窒化物のピーク強度INとの比IN/IcBNが0.3~1である請求項10記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記X線回折分析において、前記立方晶窒化硼素粒子の111面に帰属される回折ピークのピーク強度IcBNと、前記炭化物のピーク強度Icとの比Ic/IcBNが0.1~0.9である請求項10記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記X線回折分析において、前記炭化物および窒化物の相互固溶体化合物である炭窒化物の200面に帰属される回折ピークのピーク強度ICNと、前記ピーク強度Ic、INとの比が、ICN<0.3IC、かつICN<0.3INである請求項10記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記X線回折分析において、前記立方晶窒化硼素粒子の111面に帰属される回折ピークのピーク強度IcBNと、前記中間相の101面に帰属される回折ピークのピーク強度IILとの比IIL/IcBNが0.1~0.8である請求項10記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記立方晶窒化硼素質焼結体を断面観察したときに、前記立方晶窒化硼素粒子間に存在する前記炭化物の個々の面積を円に換算して求められる平均粒径dcと、前記窒化物の個々の面積を円に換算して求められる平均粒径dNとの比dN/dcが0.4~1.2である請求項1または2に記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記立方晶窒化硼素質焼結体を断面観察したときに、前記立方晶窒化硼素粒子の個々の面積を円に換算して求められる平均粒径dcBNが5μm以下であり、かつ前記炭化物の平均粒径dcが1~3μm、前記窒化物の平均粒径dNが0.5~2μmである請求項16記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記立方晶窒化硼素粒子に圧縮の残留応力σcBNが300MPa以上残留している請求項1または2に記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記結合相に圧縮の残留応力σbが残留しており、前記残留応力σcBNと前記残留応力σbとの比σcBN/σbが2~5である請求項18記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記結合相に残留している圧縮の残留応力σbが60~300MPaである請求項19記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記結合相のうち、前記窒化物にかかる圧縮の残留応力をσN、前記炭化物にかかる圧縮の残留応力をσCとしたとき、σCとσNとの比σC/σNが1.5~5である請求項18記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記窒化物にかかる圧縮の残留応力σNが30~200MPa、前記炭化物にかかる圧縮の残留応力σCが100~700MPaである請求項21記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記立方晶窒化硼素質焼結体の表面に、周期律表第4、5および6族金属元素、AlおよびSiの群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の炭化物、窒化物、硼化物、酸化物、炭窒化物およびこれらの固溶体、硬質炭素、並びに窒化硼素から選ばれる少なくとも1種からなる硬質膜を少なくとも1層被覆した請求項1または2に記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記硬質膜が物理蒸着法PVD法によって形成されたものである請求項23記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記硬質膜の総膜厚が0.1~15μmである請求項23記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記硬質膜に存在する圧縮の残留応力が0.1~30GPaである請求項23記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記硬質膜を被覆した状態での立方晶窒化硼素質焼結体の圧縮の残留応力が200MPa以上である請求項23記載の立方晶窒化硼素質焼結体。前記硬質膜の少なくとも1層が、下記一般式1で表される化合物からなる請求項23記載の立方晶窒化硼素質焼結体。式中、Mは、Tiを除く周期律表第4、5および6族元素、Al、Siから選ばれる少なくとも1種の金属元素を示す。0<a≦1、0≦x≦1、0≦y≦1、0≦z≦1前記硬質膜の少なくとも1層が、下記一般式2で表される化合物からなる請求項28記載の立方晶窒化硼素質焼結体。式中、Mは、Tiを除く周期律表第4、5、6族金属元素、Al、Siから選ばれる少なくとも1種の金属元素を示す。0.3≦a≦0.7、0≦x≦0.5、0≦y≦0.5、0.5≦z≦1、xyz≦1前記硬質膜の少なくとも1層は、X線回折分析における111結晶面を示すピークの強度I111と、200結晶面を示すピークの強度I200との比[I111/I200]が0.7以上である請求項23記載の立方晶窒化硼素質焼結体。請求項1または2に記載の立方晶窒化硼素質焼結体からなり、すくい面と逃げ面との交差稜線部に形成された切刃を被切削物に当てて切削加工するための切削工具。工具本体と、該工具本体の取付座にろう付けされた切刃チップとからなり、該切刃チップが前記立方晶窒化硼素質焼結体からなる請求項31記載の切削工具。請求項31に記載の切削工具の前記すくい面と前記逃げ面との交差稜線部に形成された切刃を切削物に当てて切削加工を行う切削物の製造方法。しかしながら、特許文献1に記載されているcBN質焼結体で切削工具を作製し、高硬度焼入れ鋼や鋳鉄を切削すると、切削中に焼結体中のcBN粒子が脱落してしまい、工具摩耗が大きく進行するという問題があった。一方、特許文献2に記載されているように、多量の結合材を添加する方法では、cBN粒子の脱落を抑制して摩耗の急激な進行を防止することはできるが、炭窒化チタンTiCN、TiとAlの金属間化合物および炭化タングステンWCからなる結合相は機械的特性、熱的特性が劣る。このため、結果的に結合相の摩耗、脱落が顕著になって工具摩耗、欠損が発生し、工具寿命を延ばすことができないという欠点があった。本発明の課題は、耐摩耗性の低下が抑制され、しかも優れた耐欠損性を有するcBN質焼結体およびそれを用いた切削工具を提供することである。本発明者は、上記課題による工具摩耗及び欠損の進行とを同時に解決するために研究した。その結果、cBN粒子を結合相で結合したcBN質焼結体において、前記結合相が特定の金属元素の炭化物と、特定の金属元素の窒化物とを共存させる場合には、炭化物単体、窒化物単体、またはこれらの相互固溶体である炭窒化物を結合相とした場合では得られなかった特性を発揮できることを見出した。そして、cBN粒子の脱落と結合相の摩耗、脱落とを同時に抑制でき、耐摩耗性が高く、かつ耐欠損性が特に優れたcBN質焼結体を得ることができることを見出し、本発明を完成した。すなわち、本発明のcBN質焼結体は、cBN粒子を周期律表第4,5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の炭化物からなる結合相で結合したcBN質焼結体からなる繊維状の芯材の外周面を、cBN粒子を周期律表第4,5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の窒化物からなる結合相で結合したcBN質焼結体からなる表皮材によって被覆した単芯繊維状構造からなる。本発明の他のcBN質焼結体は、cBN粒子を周期律表第4,5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の窒化物からなる結合相で結合したcBN質焼結体からなる繊維状の芯材の外周面を、cBN粒子を周期律表第4,5および6族金属から選ばれる少なくとも1種の金属元素の炭化物からなる結合相で結合したcBN質焼結体からなる表皮材によって被覆した単芯繊維状構造からなる。本発明の切削工具は、上記した本発明にかかるcBN質焼結体からなり、すくい面と逃げ面との交差稜線部に形成された切刃を被切削物に当てて切削加工するものである。本発明のcBN質焼結体は、特定の金属元素の炭化物が芯材で特定の金属元素の窒化物が表皮材に、または特定の金属元素の炭化物が表皮材で特定の金属元素の窒化物が芯材に存在していることが大きな特徴である。これによって、炭化物単体、窒化物単体、またはこれらの相互固溶体である炭窒化物を結合相とした従来の焼結体では得られなかった結合相の強度およびcBN粒子との密着力の強化を同時に達成することができる。その結果、cBN粒子の脱落と結合相の摩耗、脱落の進行を同時に抑制して、耐摩耗性が高く、かつ、耐欠損性を大幅に改善したcBN質焼結体を得ることができる。したがって、本発明のcBN質焼結体および切削工具は、通常の条件での切削加工は勿論のこと、高硬度焼き入れ鋼などの難削材の断続切削でも優れた耐欠損性耐チッピング性を発揮することができる。<cBN質焼結体>以下、本発明にかかるcBN質焼結体の実施形態について、図面を参照して詳細に説明する。第1の実施形態図1aは、本発明の参考例についての第1の実施形態にかかるcBN質焼結体の組織を示す概略説明図である。図1aに示すように、このcBN質焼結体1は、cBN粒子2[図1a中の黒塗り部分]と結合相3とからなる。すなわち、cBN質焼結体1は、硬質相をなすcBN粒子2の周囲を結合相マトリックスである結合相3にて結合したものである。さらに、cBN粒子2と結合相3との間には、cBN粒子2と結合相3とを密着させる中間相4が存在している。本実施形態にかかる結合相3は、周期律表第4,5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の炭化物5と、周期律表第4,5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の窒化物6とが共存している。結合相3をこのように構成すると、結合相3の強度およびcBN粒子2との密着力の強化を同時に達成することができるとともに、cBN粒子2と結合相3との間に残留応力を発生させて、cBN粒子2の結合を強固なものとすることができる。その結果、cBN粒子2の脱落と結合相3の摩耗の進行を同時に抑制し、耐摩耗性と特に耐欠損性に優れたcBN質焼結体1を得ることができる。前記炭化物5と窒化物6とが共存しているとは、結合相3中で炭化物5および窒化物6の各々がそれぞれ個々に独立して存在している状態のことを意味する。一方、結合相3が、図1bに示すように、炭化物と窒化物との相互固溶体である炭窒化物7を用いた均一組成からなると、結合相の強度および結合相とcBN粒子2との密着力の強化を同時に達成することができない。また、結合相3が炭化物5のみからなると、結合相3とcBN粒子2との結合性が低下し、焼結不良やcBN粒子2の脱落等が発生する。このため、衝撃がかかった際には、破壊されてチッピングや欠損が生じる。さらに、結合相3が窒化物6のみからなると、耐摩耗性が大きく低下する。なお、後述する繊維状構造のcBN質焼結体10、11のように、芯材と表皮材とが組み合わされた構造体の場合には、芯材または表皮材における結合相の一方を炭化物で他方を窒化物で構成することで、芯材および表皮材を求められる特性をバランスよく発揮させることができ、cBN焼結体10、11として最適な性能を発揮することができる。結合相3に、炭化物5と窒化物6とが共存しているのを確認する方法としては、例えばcBN焼結体1を鏡面研磨し、その研磨面を金属顕微鏡で倍率100~1000倍程度にて観察することで確認できる。具体的には、炭化物5および窒化物6をなす金属元素として、例えばチタンを用いた場合には、最も明るく見える部分が炭化物5であり、最も暗く見える部分がcBN粒子2であり、2つの中間の明るさを示す窒化物6であるという様に確認することができる。また、その他の方法として、成分分析のマッピングを行うことでも、結合相3に炭化物5と窒化物6とが共存しているのを確認することもできる。例えば、EPMA電子プローブ微小分析分析のWDS波長分散型X線マイクロアナライザーでマッピングを行う際には、炭素、窒素、硼素、金属元素成分でそれぞれマッピングを行うことで確認することができる。また、X線光電子分光分析法ESCAにて、各領域が炭化物5であるか、窒化物6であるかを確定することも可能である。さらに、その他の方法として、後述するX線回折分析を用いて炭化物と窒化物の共存を確認する方法も有効である。炭化物5を構成する金属元素および窒化物6を構成する金属元素は、異なる金属元素であってもよいが、結合相3の強度およびcBN粒子2の結合を強固なものとするうえで、同じ金属元素であるのが望ましい。特に、この金属元素がチタン元素Tiであること、すなわち、結合相3が炭化チタンTiCと窒化チタンTiNとで構成されるのが好ましい。これにより、チタンはcBN粒子2との親和性が高く、かつcBN粒子2に高い圧縮の残留応力が残留することができるので、cBN粒子2の結合がより強固なものになり、耐摩耗性および耐欠損性に優れたものとなる。cBN質焼結体1全体に対する炭化物5の含有比率pCと、窒化物6の含有比率pNとの比pC/pNが0.2~3.0、好ましくは0.5~2.0であるのが、cBN粒子2の脱落と結合相3の摩耗、脱落の進行の抑制効果が高い点で望ましい。また、cBN質焼結体1を切削工具に用いる場合には、切削中に耐摩耗性が低下するのを抑制し、cBN粒子2が脱落するのを防止でき、異常摩耗を防ぐことができる。また、cBN質焼結体中1のcBN粒子2の外周部に、周期律表第4、5および6族金属、鉄族金属およびAlから選ばれる少なくとも1種の金属元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、硼化物、硼炭化物、硼窒化物および酸化物のうち、結合相3の成分以外の化合物を含む中間相4が存在しているのが好ましい。これにより、cBN粒子2を強固に保持することができる。中間相4としては、例えばTiB2、AlN等が挙げられる。cBN質焼結体1全体に対するcBN粒子2の含有比率pcBNが45~80面積、炭化物5の含有比率pCが2~45面積、窒化物6の含有比率pNが3~50面積、中間相4の含有比率pmが0~25面積であるのが好ましい。これにより、炭化物5の高硬度および窒化物6のcBN粒子2との結合性を十分に生かすことができ、かつcBN粒子2、結合相3および中間相4の含有量のバランスに優れた構成となるので、高硬度、高靭性を維持でき、高い耐摩耗性と耐欠損性を得ることができる。前記面積の算出は、例えば、金属顕微鏡像を画像解析することで算出することができる。また、炭化物5および窒化物6の相互固溶体化合物である炭窒化物の含有比率が、cBN質焼結体1全体に対して5質量以下であるのが好ましい。これにより、cBN粒子2の存在比率を高めて、結合相3を少ない比率とすることができ、cBN粒子2の脱落と、結合相3の摩耗、脱落の進行の抑制効果が高い点で望ましい。炭窒化物の含有量は、X線回折ピーク強度を測定し、別途作成した標準試料の検量線等を用いて算出することができる。cBN粒子2の平均粒径は、耐摩耗性および強度の点から0.2~5.0μm、好ましくは0.5~3.0μmであるのがよい。次に、本実施形態にかかるcBN質焼結体の具体的な製造方法の一例を示す。まず、原料粉末として平均粒径0.2~3μmのcBN原料粉末と、平均粒径0.2~3μm、好ましくは0.5~3μm、より好ましくは1~3μmの周期律表第4、5、6族金属から選ばれる少なくとも1種の金属元素の炭化物粉末と、平均粒径0.2~3μm、好ましくは0.5~3μm、より好ましくは1~3μmの周期律表第4、5、6族金属から選ばれる少なくとも1種の金属元素の窒化物粉末とを秤量する。さらに、必要に応じて、平均粒径0.5~5μmのAlあるいは鉄族金属の内の少なくとも一種の原料粉末を特定の組成に秤量する。ついで、各粉末を16~72時間かけてボールミルで粉砕混合する。その後、粉砕混合したものを必要に応じて所定形状に成形する。この成形には、例えばプレス成形、射出成形、鋳込成形、押出成形等の周知の成形手段を用いることができる。ついで、これを別途用意した超硬合金製裏打ち支持体と共に超高圧焼結装置に装入し、1200~1400°Cの温度、5GPaの圧力下で10~30分保持することによって、本実施形態にかかるcBN質焼結体を得ることができる。この際、周期率表第4、5、6族金属の炭化物と、周期率表第4、5、6族金属の窒化物とが個々に存在した構造とするには、昇温速度および降温速度を毎分30~50°Cとし、加熱保持時間焼成時間を10~15分とするのが好ましい。これに対し、焼成温度、焼成加圧保持時間、昇温および降温速度が上記範囲から外れると、所定の炭化物と窒化物の両方が共存した組織に制御することが困難となる。第2の実施形態次に、本発明の参考例にかかるcBN質焼結体の第2の実施形態について説明する。なお、本実施形態においては、前述した第1の実施形態の構成と同一または同等な部分には同一の符号を付して説明は省略する。本実施形態にかかるcBN質焼結体は、X線回折分析において、図1aに示す窒化物6のピークと炭化物5のピークとが共存している。具体的には、図2に示すように、このcBN質焼結体は、X線回折分析[XRDX-raydiffraction]において、周期率表第4、5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の窒化物6に帰属される回折ピーク窒化物ピークINと、周期率表第4、5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の炭化物5に帰属される回折ピーク炭化物ピークICとが共に存在することが大きな特徴である。より詳しくは、cBN質焼結体中に、X線回折分析チャートにおいて窒化物6の200面に帰属される回折ピークと、炭化物5の200面に帰属される回折ピークとがそれぞれ確認できるレベルで、窒化物6および炭化物5がともに存在する。これにより、図1aに示す結合相3とcBN粒子2との間に残留応力を残留させることができ、cBN粒子2の結合を強固なものとし、cBN粒子2の脱落を防ぐことができる。なお、本発明におけるピーク強度Iは、実際の回折チャートにおいて、ピーク同士が接近して重なっている場合には、回折チャートからピーク分離することによって見積もることができる。本実施形態において、窒化物6および炭化物5がともに存在する状態とは、窒化物6の200面に帰属される回折ピークのピーク強度をIN、炭化物5の200面に帰属される回折ピークのピーク強度をICとしたとき、上記ピーク強度の比IC/INが0.5~20の範囲内にある状態を指す。ここで、前記X線回折分析において、炭化物5の200面に帰属される回折ピークのピーク強度ICと、窒化物6の200面に帰属される回折ピークのピーク強度INとの比IC/INが0.2~1.2、好ましくは0.3~0.9の範囲内となるように制御するのがよい。これにより、切削中に耐摩耗性を低下させずにcBN粒子2が脱落することを防止して異常摩耗を防ぐことができる。また、前記X線回折分析において、cBN粒子2の111面に帰属される回折ピークのピーク強度IcBNと、窒化物6のピーク強度INとの比IN/IcBNが0.3~1であるのが好ましい。これにより、高硬度を維持しつつ、cBN粒子2と結合相3との結合力を高めて、cBN粒子2の脱落を抑制することができ、その結果、cBN質焼結体1の耐衝撃性を向上できる点で望ましい。前記X線回折分析において、cBN粒子2の111面に帰属される回折ピークのピーク強度IcBNと、炭化物5のピーク強度ICとの比IC/IcBNが0.1~0.9であるのが好ましい。これにより、耐摩耗性と耐欠損性とを両立することができる。なお、各ピーク強度は、X線回折チャートからピーク分離して、各ピーク毎に算出することができる。前記X線回折分析において、炭化物5および窒化物6の相互固溶体化合物である炭窒化物7の200面に帰属される回折ピーク、すなわち炭化物5の200面ピークおよび窒化物6の200面ピークが現れる角度の中間付近の角度に現れるピークのピーク強度ICNと、前記ピーク強度IC、INとの比が、ICN<0.3IC、かつICN<0.3INであるのが好ましい。つまり、炭窒化物7のピークが、ほとんど検出されないことが望ましく、これによって、cBN粒子2の結合の低下を抑えることができ、cBN粒子2の脱落をより確実に防ぐことができる。前記X線回折分析において、cBN粒子2の111面に帰属される回折ピークのピーク強度IcBNと、中間相4の101面に帰属される回折ピークのピーク強度IILとの比IIL/IcBNが0.1~0.8、好ましくは0.4~0.7であるのがよい。これにより、cBN粒子2をさらに強固に保持することができるとともに、cBN粒子2、結合相3の含有量とのバランスに優れ、高硬度、高靭性を維持できる点で望ましい。第3の実施形態次に、本発明の参考例にかかるcBN質焼結体の第3の実施形態について説明する。なお、本実施形態においては、前述した第1および第2の実施形態の構成と同一または同等な部分には同一の符号を付して説明は省略する。本実施形態にかかるcBN質焼結体は、図1aに示す結合相3に窒化物6と炭化物5とが共存しており、cBN質焼結体を断面観察したときに、cBN粒子2間に存在する炭化物5の個々の面積を円に換算して求められる平均粒径dCと、窒化物6の個々の面積を円に換算して求められる平均粒径dNとの比dN/dCが0.4~1.2である。これにより、炭化物単体、窒化物単体、またはこれらの相互固溶体である炭窒化物からなる結合相では達成できなかったcBN粒子2の脱粒をより防止することができる。その結果、cBN粒子2の脱落による結合相3の摩耗、脱落の進行をも同時に抑制でき、耐摩耗性と特に耐欠損性の優れたcBN質焼結体を得ることができる。ここで、本実施形態における平均粒径とは、cBN質焼結体の顕微鏡観察にて個々の窒化物6および炭化物5等の各化合物の存在領域をそれぞれ特定し、ルーゼックス法などを用いて窒化物6および炭化物5の平均面積、すなわち、個々の窒化物6、炭化物5の面積の平均値を算出する。そして、この平均面積を円に換算したときの円の直径それぞれを窒化物6および炭化物5の平均粒径として算出することができる。また、顕微鏡観察には、例えば金属顕微鏡、レーザー顕微鏡、デジタル顕微鏡、走査型電子顕微鏡、透過型電子顕微鏡などを用いることができ、cBN質焼結体の構成によって適当なものを選択することができる。cBN粒子2の平均粒径dcBNは5μm以下であり、かつ炭化物5の平均粒径dCは1~3μm、窒化物6の平均粒径dNは0.5~2μmであるのが好ましい。これにより、cBN質焼結体の硬度を高めることができるとともに、cBN粒子2を強固に結合することができ、耐摩耗性が向上する。第4の実施形態次に、本発明の参考例にかかるcBN質焼結体の第4の実施形態について説明する。なお、本実施形態においては、前述した第1~第3の実施形態の構成と同一または同等な部分には同一の符号を付して説明は省略する。本実施形態にかかるcBN質焼結体は、図1aに示すcBN粒子2に圧縮の残留応力σcBNが300MPa以上、好ましくは300~1000MPa、より好ましくは500~700MPa残留している。これにより、cBN粒子2の脱粒をさらに防止することができ、耐摩耗性を高め、かつ耐欠損性を大幅に向上させることができる。また、cBN粒子2および結合相3の両方に圧縮の残留応力が残留しているとともに、cBN粒子2に残留している圧縮の残留応力σcBNと、結合相3に残留している圧縮の残留応力σbとの比σcBN/σbは2~5、好ましくは2~3であるのがよい。これにより、cBN粒子2の脱粒をさらに抑制できるとともに、cBN質焼結体の強度を高めることができる。特に、比σcBN/σbが2~3であると、耐摩耗性も高めることができる。ここで、前記圧縮の残留応力は、例えば、焼結体1に対してX線回折分析[XRDX-raydiffraction]を用いたX線残留応力測定法2θ-sin2φ法により算出することができる。また、cBN質焼結体1中に結合相3として炭化物5と窒化物6とを含む場合のように、2種以上の材料を含む場合には、炭化物5と窒化物6の存在比率を考慮して結合相3の残留応力を算出する。すなわち、まず、各材料について残留応力をそれぞれ算出する。また、これらの材料の含有比率をX線回折ピークのうちの最大ピークの強度と同じであるとみなしてそれぞれの比率を算出する。そして、各材料の残留応力に対して、前記それぞれの含有比率それぞれの含有比率の総和である結合相総量を1としたときの比率を乗じた値の総和を結合相3の残留応力とすることができる。結合相3に残留している圧縮の残留応力σbは60~300MPa、好ましくは100~300MPaであるのがよい。これにより、cBN粒子2の脱粒を防止することができて、耐摩耗性を高め、かつ耐欠損性を大幅に向上させることができる。結合相3のうち、窒化物6にかかる圧縮の残留応力をσN、炭化物5にかかる圧縮の残留応力をσCとしたとき、σCとσNとの比σC/σNが1.5~5であるのが好ましい。これにより、cBN質焼結体1の残留応力を最適化することができて、cBN質焼結体1の耐欠損性と耐摩耗性を高めることができる。また、窒化物6にかかる圧縮の残留応力σNが30~200MPa、炭化物5にかかる圧縮の残留応力σCが100~700MPaであるのが好ましく、これらの値の範囲内で、前記σCとσNとの比σC/σNが上記した所定の範囲となるようにすればよい。第5の実施形態次に、本発明の参考例にかかるcBN質焼結体の第5の実施形態について説明する。なお、本実施形態においては、前述した第1~第4の実施形態の構成と同一または同等な部分には同一の符号を付して説明は省略する。図3は、本実施形態にかかるcBN質焼結体を示す概略断面図である。図3に示すように、本実施形態にかかるcBN質焼結体Aは、cBN質焼結体1の表面に、特定の硬質膜40を被着形成したものである。すなわち、このcBN質焼結体Aは、cBN粒子2と、炭化物5および窒化物6を含有する結合相3とを具備するcBN質焼結体1の表面を、上記特定の硬質膜40にて被覆した構成からなる。ここで、結合相3に炭化物5と窒化物6とが共存していると、炭化物5と窒化物6の熱膨張係数や収縮率の差によって焼成終了後にcBN質焼結体1中に圧縮の残留応力が生じ、cBN質焼結体1の強度を向上させる効果がある。本実施形態にかかるcBN質焼結体Aは、cBN質焼結体1の表面に特定の硬質膜40を被覆するので、cBN質焼結体1にさらに残留応力がかかり、炭化物5と窒化物6とによる圧縮の残留応力との相乗効果により、硬質膜40とcBN質焼結体1との界面付近に大きな圧縮の残留応力を存在させることができる。その結果、硬質膜40表面における残留応力を小さくでき、cBN質焼結体Aが非常に高い靭性を持つことができる。さらに、硬質膜40が高硬度であるので、耐摩耗性がより向上する。また、硬質膜40は、特に、高温硬度、耐酸化性、潤滑性等に優れるため、切削工具や耐摩材等が用いられる過酷な条件下で特に優れた耐摩耗性、耐欠損性を発揮する。硬質膜40は、周期律表第4、5および6族金属元素、AlおよびSiの群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の炭化物、窒化物、硼化物、酸化物、炭窒化物およびこれらの固溶体、硬質炭素、並びに窒化硼素から選ばれる少なくとも1種からなる硬質膜を少なくとも1層被覆したものである。なお、図3には、硬質膜40が2層の構成である場合を示している。硬質膜40の好適例としては、例えばTi系化合物膜、Al2O3膜、多結晶ダイヤモンド膜、ダイヤモンドライクカーボンDLC膜、立方晶窒化硼素cBN膜の群から選ばれる1種からなる単層、または2種以上の複数層等が挙げられる。硬質膜40は、熱CVD法、プラズマCVD法等の化学的気相蒸着法や、イオンプレーティング法、アークイオンプレーティング法、スパッタリング法、真空蒸着法等の物理的気相蒸着法物理蒸着法:PVD法、メッキ法等による薄膜形成法にて、切刃稜を含む特定の領域、またはcBN質焼結体1の表面全体に所定の膜厚にて成膜される。具体的には、例えば、アークイオンプレーティング法にて、Ti,AlN硬質膜を成膜する際には、チタンアルミTiAl合金をターゲットに用い、アーク放電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ガスと反応させて成膜する。皮膜の緻密度や基体との密着力を高めるために、30~300Vのバイアス電圧を印加しながら成膜することが望ましい。なお、成膜時のガス種、ガス圧を変化させることによって、硬質膜のX線回折ピークの状態を後述する所定の範囲内に制御することが可能である。特に、硬質膜40は物理蒸着法PVD法によって形成されたものであるのが好ましい。これにより、cBN質焼結体1に対する密着性を高め、かつ、cBN質焼結体Aの表面に存在する残留応力を最適化でき、cBN質焼結体Aの耐摩耗性および耐欠損性を高めることができる。硬質膜40の総膜厚は0.01~15μm、望ましくは0.1~10μmであるのが好ましい。これにより、硬質膜40のcBN質焼結体1への密着性が高く、剥離しにくくなるので、耐摩耗性を維持しながら膜剥離を抑えることができる。より具体的には、硬質膜の材種ごとに、さらに最適な膜厚が存在する。例えば、DLC膜またはcBN膜等の超硬質の硬質膜の場合には、単層で0.01~0.3μmであるのがよい。また、後述するTi系化合物からなる硬質膜の場合には、単層で0.5~8μmであるのがよい。なお、上記範囲の膜厚であれば、硬質膜40の残留応力も適正なものとなる。硬質膜40に存在する圧縮の残留応力が0.1~30GPaであるのが好ましい。これにより、硬質膜40のcBN質焼結体1への密着性が高く、かつcBN質焼結体Aの表面に存在する残留応力を最適化でき、cBN質焼結体Aの強度を高めることができる。硬質膜40を被覆した状態でのcBN質焼結体Aの圧縮の残留応力は200MPa以上、好ましくは300~1000MPa、さらに好ましくは500~1000MPaであるのがよい。これにより、硬質膜40の密着性が高まり、かつcBN質焼結体Aの表面に存在する残留応力を最適化でき、cBN質焼結体Aの強度を高めることができる。硬質膜40の少なくとも1層が、下記一般式1で表される化合物からなるのが好ましい。これにより、硬質膜40の硬度、靭性が高く、cBN質焼結体1との密着性が優れたものとなる。式中、Mは、Tiを除く周期律表第4、5および6族元素、Al、Siから選ばれる少なくとも1種の金属元素を示す。0<a≦1、0≦x≦1、0≦y≦1、0≦z≦1さらに、硬質膜40の少なくとも1層が、下記一般式2で表される化合物からなるのが、より好ましい。この場合には、硬質膜40の硬度、強度等の特性を高めることができ、cBN質焼結体Aがより高い靭性および硬度を持つことができる。式中、Mは、Tiを除く周期律表第4、5、6族金属元素、Al、Siから選ばれる少なくとも1種の金属元素を示す。0.3≦a≦0.7、0≦x≦0.5、0≦y≦0.5、0.5≦z≦1、xyz≦1硬質膜40の少なくとも1層は、X線回折分析における111結晶面を示すピークの強度I111と、200結晶面を示すピークの強度I200との比[I111/I200]が0.7以上であるのが好ましい。これにより、硬質膜40を構成する化合物の結晶の粒径が微細になり、硬質膜40の硬度が高くなって、耐摩耗性が向上する。さらに、硬質膜40の粒子が緻密になることで、硬質膜40の粒子欠陥が減少し、硬質膜40とcBN質焼結体1との間の密着力が高まるので、膜剥離が抑制され、耐欠損性と耐熱衝撃性が大幅に改善する。なお、硬質膜40とcBN質焼結体1との間に、硬質膜40の密着強度を向上させるために、チタン等の金属や、周期律表第4、5および6族金属元素、B、Al、Siから選ばれる少なくとも1種の金属元素の窒化物,炭化物および炭窒化物よりなる中間層図示せずを設けても良い。また、硬質膜40を成膜する前に、cBN質焼結体1の表面をショットピーニングやブラスト処理、電解エッチング、化学エッチング、機械研削、研磨、イオン注入等の方法で処理してもよい。これらの表面処理でも硬質膜40の密着強度を向上させることができる。次に、上記第1~第5の実施形態にかかる本発明のcBN質焼結体である繊維状構造のcBN質焼結体の一例について、第1の実施形態を例として図面を参照して詳細に説明する。図4aは、本実施形態にかかる他のcBN質焼結体を示す概略断面図であり、図4bは、その斜視図である。図4a,bに示すように、このcBN質焼結体10は、特定のcBN質焼結体からなる繊維状の芯材8の外周面を、特定のcBN質焼結体からなる表皮材9によって被覆した単芯繊維状構造を有している。具体的には、この単芯繊維状構造には、以下の2種類の形態がある。すなわち、第1のcBN質焼結体10aは、cBN粒子2を周期律表第4,5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の炭化物5からなる結合相で結合したcBN質焼結体からなる繊維状の芯材8aの外周面を、cBN粒子2を周期律表第4,5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の窒化物6からなる結合相で結合したcBN質焼結体からなる表皮材9aによって被覆した単芯繊維状構造からなる。第2のcBN質焼結体10bは、cBN粒子2を周期律表第4,5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の金属元素の窒化物6からなる結合相で結合したcBN質焼結体からなる繊維状の芯材8bの外周面を、cBN粒子2を周期律表第4,5および6族金属から選ばれる少なくとも1種の金属元素の炭化物5からなる結合相で結合したcBN質焼結体からなる表皮材9bによって被覆した単芯繊維状構造からなる。cBN質焼結体が、上記のような単芯繊維状構造からなる場合でも、該cBN質焼結体10全体としては、結合相3に炭化物5と窒化物6とが共存した構成となるので、上記で説明したcBN質焼結体1と同様の効果が得られる。さらに、単芯繊維状構造を有し、かつ、芯材8および表皮材9の結合相を、一方が炭化物5で他方が窒化物6にて構成することによって、芯材8および表皮材9に求められる特性をバランスよく発揮させることができ、cBN焼結体の全体として最適な性能を発揮することができる。その結果、cBN質焼結体は、より効果的に耐摩耗性および耐欠損性が向上する。また、繊維方向を調整することによって、耐摩耗性または耐欠損性を優先して向上させることができる。繊維状構造のcBN質焼結体は、上記した単芯繊維状構造の他、図5a,bに示すように、単芯繊維状構造のcBN質焼結体10を複数本集束した多芯繊維状構造のcBN質焼結体11とすることもできる。これにより、更なる耐摩耗性、耐欠損性の向上を図ることができる。単芯繊維状構造のcBN質焼結体10を集束する方法としては、第1のcBN質焼結体10aのみを集束する方法、第2のcBN質焼結体10bのみを集束する方法、または第1のcBN質焼結体10aおよび第2のcBN質焼結体10bを混合して集束する方法のいずれであってもよく、用途によって使い分けることができる。また、これら繊維状構造のcBN質焼結体10、11のサイズは、例えば切削工具としての耐欠損性を高めるうえで、図4aに示す芯材8の平均直径dcが10~200μm、表皮材9の厚みdsが1~20μmであることが望ましい。芯材8の平均直径dcおよび表皮材9の厚みは、繊維状構造からなるcBN質焼結体10、11の断面における走査型電子顕微鏡SEM写真あるいは金属顕微鏡写真の観察によって求めることができる。また、多芯繊維状構造の構成としては、図5a,bに示す集束体の形態の他に、例えば図6a~dに示すものが挙げられる。具体的には、図6aに示す繊維状構造のcBN質焼結体10または11をシート状に並べたcBN質焼結体16A、図6bに示すシート状のcBN質焼結体16Aを同じ方向に複数枚積層したcBN質焼結体16B、図6cに示すシート状のcBN質焼結体16Aを異なる方向に複数枚積層したcBN質焼結体16C、図6dに示すシートの主面がcBN質焼結体10または11の断面方向となるように配置したcBN質焼結体16D等が挙げられる。また、繊維状構造のcBN質焼結体10または11をランダムに配列させることも可能である。なお、上記で説明した第2の実施形態では、結合相3に炭化物5と窒化物6とが共存しているcBN質焼結体1において、X線回折分析で窒化物6のピークおよび炭化物5のピークが共存している場合ついて説明したが、本発明はこれに限定されるものではなく、単芯繊維状構造からなるcBN質焼結体10、11においても、X線回折分析において、窒化物のピークと炭化物のピークとが共存したものであってもよい。特に、後述する工具用cBN質焼結体30が、上記第2の実施形態にかかるcBN質焼結体である場合には、上記した繊維状構造のcBN質焼結体10、11においても、繊維状構造の断面についてのX線回折分析において、窒化物6の200面に帰属される回折ピークのピーク強度をIN、炭化物5の200面に帰属される回折ピークのピーク強度をICとしたとき、上記ピーク強度の比IC/INが0.2~1.2、好ましくは0.3~0.9の範囲内となるように制御することにより、切削中に耐摩耗性を低下させずにcBN粒子2が脱落するのを防止して異常摩耗を防ぐことができる。なお、第2の実施形態にかかる比率IN/IcBN、比率IC/IcBN、ピーク強度ICNとピーク強度IC、INとの比などについても、上記と同様の条件を満足するのがよい。また、上記で説明した第3の実施形態では、結合相3に炭化物5と窒化物6とが共存しているcBN質焼結体1において、比dN/dCが所定の値である場合ついて説明したが、本発明はこれに限定されるものではなく、単芯繊維状構造からなるcBN質焼結体10、11においても、比dN/dCは所定の値であることが望ましい。特に、後述する工具用cBN質焼結体30が、上記第3の実施形態にかかるcBN質焼結体である場合には、上記した繊維状構造のcBN質焼結体においても、該cBN質焼結体全体としてみると結合相3に窒化物6と炭化物5とが共存しており、これらの窒化物6および炭化物5は、個々の炭化物5の平均粒径dCと、個々の窒化物6の平均粒径dNとの比dN/dCが0.4~1.2である。さらに、cBN粒子2の平均粒径dcBNが5μm以下であり、かつ炭化物5の平均粒径dCが1~3μm、窒化物6の平均粒径dNが0.5~2μmであるのがよい。これにより、従来の結合相ではできなかったcBN粒子2の脱粒を防止することができる。その結果、cBN粒子2の脱落による結合相3の摩耗、脱落の進行をも同時に抑制でき、耐摩耗性と特に耐欠損性の優れたcBN質焼結体を得ることができる。さらに、上記繊維状構造のcBN焼結体10、11においても、cBN粒子2に圧縮の残留応力σcBNが300MPa以上残留していることが望ましい。これにより、cBN粒子2の脱粒を抑制できる。なお、繊維状構造としたcBN焼結体10、11の場合、上述した通常の均一なセラミック構造に比べて、cBN粒子2の残留応力σcBNおよび結合相3の残留応力σbともに上昇する傾向にある。さらに、上記で説明した第5の実施形態では、硬質膜40が結合相3に炭化物5と窒化物6とが共存しているcBN質焼結体1の表面に被覆している場合について説明したが、本発明にかかる硬質膜はこれに限定されるものではなく、単芯繊維状構造または多芯繊維状構造からなるcBN質焼結体10、11における表皮材9の表面にも硬質膜40が被覆していた構造であってもよい。次に、本実施形態にかかる他のcBN質焼結体である繊維状構造のcBN質焼結体を製造する方法の一例ついて、図面を参照して詳細に説明する。図7a,bは、単芯繊維状構造のcBN質焼結体にかかる複合成形体を製造する方法を示す概略説明図である。まず、上記で説明したcBN質焼結体の製造方法のうち、結合相成分として炭化物または窒化物のいずれか一方のみを添加する以外は、上記と同様の工程で粉砕混合し、芯材用原料粉末を作製する。ついで、該芯材用原料粉末に有機バインダを添加して混錬し、プレス成形、押出成形または鋳込成形等の成形方法により円柱形状に成形して、図7aに示す芯材用成形体17を作製する。前記有機バインダとしては、例えばパラフィンワックス、ポリスチレン、ポリエチレン、エチレン-エチルアクリレ-ト、エチレン-ビニルアセテート、ポリブチルメタクリレート、ポリエチレングリコール、ジブチルフタレート等が挙げられる。ついで、結合相成分として芯材用原料粉末に用いた炭化物または窒化物のいずれか一方とは逆の窒化物または炭化物を添加する以外は、上記と同様の工程で表皮材用原料粉末を作製する。ついで、該表皮材用原料粉末に前記バインダ等を添加して混錬し、前記成形方法により、図7aに示す半割円筒形状の2本の表皮材用成形体18を作製する。ついで、芯材用成形体17の外周を覆うように表皮材用成形体18を配置し、複合成形体19を作製する。次に、図7bに示すように、複合成形体19を共押出成形する。すなわち、芯材用成形体17および表皮材用成形体18を同時に押出成形する。これにより、芯材用成形体17の外周に表皮材用成形体18が被覆されると共に、細い径に伸延された単芯繊維状構造の複合成形体20を作製する。また、多芯繊維状マルチフィラメント構造の成形体21を作製するには、図8に示すように、上記共押出しした繊維状の単芯繊維状構造の複合成形体20を複数本収束し、再度共押出し成形すればよい。この方法によれば、成形体20中の複合構造体同士の密着性をより強固にすることができる。なお、上記共押出成形においては、口金を変えること等により、上記伸延された繊維状の成形体の断面形状を、円形、三角形、四角形または六角形等の所望の形状に成形することも可能である。また、図6に示したような複合構造体をシート状に集束した複合構造体を形成する場合には、前述のようにして作製した複合成形体20を並べてシート状成形体22を形成する。そして、所望により、シート状成形体22中の複合成形体20同士が平行、直交または45°等の所定の角度をなすように積層させた積層体とすることもできる。その場合、複合成形体20間に所望により上記バインダなどの接着剤を介在させ、さらに、このシート状成形体22に冷間静水圧プレスCIPなどによって圧力を印加するものであってもよい。また、必要に応じて、図9に示すように、一対のロール23を用いてシート状成形体22をロール圧延成形することも可能である。さらに、シート状成形体22を作製する場合には、複合構造体を整列させる図6に示すcBN質焼結体16A~D際に、公知のラピッドプロトタイピング法などの成形法を用いることも可能である。なお、複合成形体20に代えて、成形体21を用いてもよい。次に、上記のようにして作製された各成形体20~22を2Pa以下の真空雰囲気中、600~1000°Cの温度に1~72時間保持し、脱脂熱処理を行う。ついで、これを別途用意した超硬合金製裏打ち支持体と共に、超高圧焼結装置に装入し、上述した焼成条件にて焼成することによって、繊維状構造からなるcBN質焼結体が得られる。なお、焼成する際には、脱脂した成形体を別途用意した超硬合金製裏打ち支持体と共に超高圧焼結装置に装入し、焼成によって超硬合金製裏打ち支持体と接着一体化した焼結体とすることもできる。さらに、焼成した焼結体の表面をダイヤモンド砥石、電解研磨、ブラシ等の加工方法にて所定の厚みに研削または研磨する。cBN質焼結体を切削工具として使用する場合には、所望によって、焼結体のエッジの部分に弾性砥石やブラシ等にて、C面加工やR面加工等を施して、強度が高く、切れ味の鋭い切刃を作製してもよい。<切削工具>次に、上記で説明した各実施形態におけるcBN質焼結体を備えた、本発明にかかる切削工具について、図面を参照して詳細に説明する。図10は、本発明にかかる切削工具の一実施形態を示す斜視図である。図10に示すように、切削工具である工具チップ12は、チップ本体13のコーナー部に設けられたチップ取付座に、所定の形状に切り出した工具用cBN質焼結体30が裏打ち板15を介してロウ付けされた構造を有している。工具用cBN質焼結体30は、上面と側面の交差稜線に切刃14が形成されている。図11は、上述した繊維状のcBN質焼結体を用いた工具チップ12におけるコーナー部の構成を示す概略断面図である。このうち、図11aは、その一例を示す概略断面図であり、図11bは、他の例を示す概略断面図である。図11aに示す工具チップ12では、工具用cBN質焼結体30がシート状のcBN質焼結体16Cで構成されており、すくい面31に対して繊維方向が平行となる逃げ面32に繊維断面が露出するように繊維状構造のcBN質焼結体10または11が配置されている。図11bに示す工具チップ12では、工具用cBN質焼結体30がcBN質焼結体16Dで構成されており、逃げ面32に対して繊維方向が平行となるすくい面31に繊維断面が露出するように繊維状構造のcBN質焼結体10または11が配置されている。上記形態以外にも、例えば繊維状構造のcBN質焼結体10または11の繊維方向がすくい面31に対して所定の角度に設定された形態図示せず、cBN質焼結体10または11の繊維方向がランダムに配置された形態図示せず等であってもよい。これらの形態の中でも、特に、耐欠損性を向上させる点では、図11bに示す構成であるのが望ましい。なお、工具チップ12に使用されるcBN質焼結体は、上記繊維状構造のcBN質焼結体10または11以外に、上述した単純なcBN質焼結体1も好適に使用可能である。上記cBN質焼結体は、耐摩耗性、耐欠損性に優れた効果を発揮するものであり、例えば掘削工具の切刃部、金型や摺動部材等の耐摩材等の耐摩耗性および耐欠損性が要求される構造材に好適に使用することが可能である。切削工具の前記すくい面と前記逃げ面との交差稜線部に形成された切刃を切削物、特に、鉄やアルミニウム等の金属や耐熱合金等に当てて切削加工を行う切削物の製造方法についての用途では、優れた性能を発揮し、工具寿命の長い切削工具として使用することができる。中でも、特に高硬度焼き入れ鋼などの難削材加工において、優れた切削性能を発揮する。なお、切削工具として用いる場合には、該切削工具の構成が、前述したような、工具本体と、該工具本体の取付座にろう付けされた切刃チップとからなり、該切刃チップが本実施形態にかかるcBN質焼結体からなるのが好ましい。この場合には、切刃チップのロウ付け時にcBN質焼結体に残留した残留応力が一部開放される傾向にあるが、ロウ付けされた切削工具であっても、切刃チップのcBN質焼結体の残留応力が適正範囲に制御されて、高い耐欠損性、耐摩耗性が得られる。以下、実施例を挙げて本発明をさらに詳細に説明するが、本発明は以下の実施例のみに限定されるものではない。[参考例I]平均粒径2μmのcBN原料粉末、平均粒径1μmのTiC原料粉末、平均粒径1μmのTiN原料粉末、平均粒径1μmのTiCN原料粉末、平均粒径1μmのHfC原料粉末、平均粒径1μmのNbC原料粉末、平均粒径1.2μmの金属Al原料粉末、平均粒径0.8μmの金属Co原料粉末を用いて、表1に示す組成となるように調合し、この粉体を、アルミナ製ボールを用いたボールミルで16時間混合した。次に、混合した粉体を圧力98MPaで加圧成形した。この成形体を超高圧、高温装置を用いて、表1に示す焼成条件、すなわち、表1に示す昇温速度で昇温し、圧力5.0GPaで、表1に示す焼成温度および時間で保持した後、表1に示す降温速度で降温することにより焼成して各cBN質焼結体を得た表1中の試料No.I-1~10。含有率上記で得られた各cBN質焼結体を研削後、鏡面加工し、金属顕微鏡で組織を観察した。その結果、黒色を示すcBN粒子と、茶褐色を示す窒化物および白色を示す炭化物を明確に区別することが可能であり、EPMA電子プローブ微小分析のWDS波長分散型X線マイクロアナライザーを用いて構成成分を確認することによって中間相および炭窒化物の区別も可能であった。さらに、画像解析法により、各化合物それぞれ20個以上について面積を測定し、その平均値をcBN粒子、炭化物、窒化物、中間相および炭窒化物の含有率としてそれぞれ測定した。その結果を表1に示す。なお、炭窒化物については、X線回折ピークにて、その存在の有無を確認し、ピークが確認された場合には、標準試料cBN粉末と炭窒化物粉末との混合粉末の成形体に基づいて含有比率を算出した。さらに、各cBN質焼結体を、ワイヤ放電加工などを用いて所定の寸法に切り出し、超硬合金基体の切刃先端部に形成した切り込み段部にろう付けすることによりJISCNGA120408に規定する形状をもったスローアウェイ型切削工具を作製し、下記に示す条件で、連続切削試験と断続切削試験とを行った。これらの結果を表2に示す。連続切削試験切削方法:旋削被削材:SCM415H浸炭焼き入れ鋼HRC58~62、φ70mmの円柱形状切削速度:200m/分切り込み:0.2mm送り:0.1mm/rev切削時間:20分測定項目:先端摩耗幅断続切削試験切削方法:旋削被削材:SCM415H浸炭焼き入れ鋼HRC58~62、八穴蓮根型材切削速度:150m/分切り込み:0.2mm送り:0.2mm/rev測定項目:欠損に至るまでの衝撃回数上限40000回表1、2に示される結果から、炭化物TiCのみが焼結体中に存在していた試料No.I-5,8,9では、cBN粒子の結合が十分ではなかったため、耐欠損性が不十分であった。一方、窒化物TiNのみが焼結体中に存在していた試料No.I-6では、耐摩耗性が十分ではなく、工具寿命が短い結果を示した。また、結合相が炭窒化物TiCNのみで構成される試料No.I-7,10では、耐摩耗性および耐欠損性が十分ではなかった。これに対して、cBN質焼結体試料No.I-1~4にかかる切削工具では、いずれも難削材である浸炭焼き入れ鋼の連続加工において、摩耗幅が0.20mm以下であり、十分な耐摩耗性を有しているのがわかる。また、断続加工においては、欠損に至までの衝撃回数が30000回以上、特に、試料No.I-1,4は、40000回の衝撃後においても、チッピングや欠損が発生しておらず、優れた耐欠損性を示し、安定した切削性能を長期に亘って発揮した。実施例IIcBN:45体積、TiN:42体積、Al:15体積の割合でそれぞれの粉末を混合し、有機バインダを添加して押出成形にて芯材用成形体を作製した。次に、cBN:55体積、TiC:35体積、Al:10体積の割合でそれぞれの粉末を混合し、有機バインダを添加して押出成形にて表皮材用成形体を作製した。上記で得られた芯材用成形体と表皮材用成形体とを、図7に示すようにして押し出し成形し、複合成形体を作製した。そして、この複合成形体を束ねて、図8に示す要領で多芯構造の複合成形体を作製した。さらに、この多芯構造の複合成形体をシート状に並べ、そのシートを積層してプレスし、超高圧、高温装置を用いて、50°C/分で昇温し、圧力5.0GPa、温度1400°Cで15分保持した後、50°C/分で降温することにより焼成し、cBN複合焼結体を作製した。上記で得られたcBN複合焼結体を研削後、鏡面加工し、金属顕微鏡で組織を観察した。その結果、黒色を示すcBN粒子と、茶褐色を示す窒化物TiNおよび白色を示す炭化物TiCを明確に区別することが可能であり、炭窒化物TiCNの区別も可能であった。そして、画像解析法により、それぞれの面積を算出した結果、cBN:50、TiC:10、TiN:25、TiCN:2であった。さらに、この焼結体に対してワイヤ放電加工を用いて所定の寸法に切り出し、超硬合金基体の切刃先端部に形成した切り込み段部にロウ付けすることによりJISCNGA120408に規定する形状をもったスローアウェイ型切削工具を作製し、上記参考例Iと同様の切削試験を行った。切削試験の結果、切削時間20分時の摩耗幅が0.15mmと小さく、断続試験では、40000回の衝撃を与えた状態でも欠損は見られず、非常に優れた切削性能を示した。[参考例III]平均粒径2μmのcBN原料粉末、平均粒径1μmのTiC原料粉末、平均粒径1μmのTiN原料粉末、平均粒径1μmのTiCN原料粉末、平均粒径1μmのHfC原料粉末、平均粒径1μmのTaC原料粉末、平均粒径1.2μmの金属Al原料粉末、平均粒径0.8μmの金属Co原料粉末を用いて、表3に示す組成となるように調合し、この粉体を、アルミナ製ボールを用いたボールミルで16時間混合し、混合した粉体を圧力98MPaで加圧成形した。次に、この成形体を超高圧、高温装置を用いて、表1に示す焼成条件に代えて、表3に示す焼成条件で焼成した以外は、上記参考例Iと同様にして焼成し、各cBN質焼結体を得た表3中の試料No.III-1~10。X線回折ピーク強度そして、各cBN質焼結体をCu-Kα線源を用い、2θ=30~50°についてX線回折分析XRDにて分析しKα2除去を実施、得られた回折強度チャートから炭化物および窒化物ピークを確認し、炭化物と窒化物ピーク強度比を計算した。結果は、表4に示した。切削試験さらに、各cBN質焼結体を用いて、上記参考例Iと同様にして、JISCNGA120408に規定する形状のスローアウェイ型切削工具を作製した。ついで、断続切削試験における測定項目において、欠損に至るまでの衝撃回数を、上限40000回に代えて、60000回にした以外は、上記参考例Iと同様にして、連続切削試験と断続切削試験とを行った。これらの結果を表4に示す。表3、4に示される結果から、炭化物ピークのみが確認された試料No.III-5では、cBN粒子の結合が十分ではなかったため耐欠損性が不十分であった。一方、窒化物ピークのみが確認された試料No.III-6は、耐摩耗性が十分ではなく、工具寿命が短かった。また、結合相としてTiCN粉末を原料として用いた試料No.III-7、および焼成条件によって結合相がTiCN相となった試料No.III-8は、耐摩耗性、耐欠損性共に十分ではなかった。さらに、結合相としてTiCN相とTiC相からなる試料No.III-9、および結合相としてTiCN相とTiN相からなる試料No.III-10でも耐摩耗性、耐欠損性が十分ではなかった。これに対して、TiC相のXRDピークとTiN相のXRDピークとが共存した焼結体からなる切削チップである試料No.III-1~4は、いずれも難削材である浸炭焼き入れ鋼の連続加工において、摩耗幅が0.20mm以下と十分な耐摩耗性を有しているのがわかる。特に、断続加工においては、欠損に至るまでの衝撃回数が30000回以上と、優れた耐欠損性を示し、安定した切削性能を長期に亘って発揮した。[参考例IV]上記参考例IIと同様にして、芯材用成形体を作製した。次に、TiCを35体積に代えて、30体積にした以外は、上記参考例IIと同様にして、表皮材用成形体を作製した。ついで、この芯材用成形体と表皮材用成形体とを用い、上記参考例IIと同様にして、多芯構造の複合成形体を作成し、焼成してcBN複合焼結体を作製した。このcBN複合焼結体の断面部においてX線回折分析XRDを行い、得られた回折強度チャートから表皮材の炭化物および芯材の窒化物ピークをそれぞれ確認した。また、炭化物ピークICと窒化物ピークINの比IC/INは0.42であった。別途顕微鏡観察および組成分析を行ったところ、芯材にTiNが、表皮材にTiCが存在していることを確認した。さらに、この焼結体に対してワイヤ放電加工を用いて所定の寸法に切り出し、超硬合金基体の切刃先端部に形成した切り込み段部にロウ付けすることによりJISCNGA120408に規定する形状をもったスローアウェイ型切削工具を作製し、上記参考例Iと同様の切削試験を行った。切削試験の結果、切削時間20分時の摩耗幅が0.15mmと小さく、断続試験では、60000回の衝撃を与えた状態でも欠損は見られず、非常に優れた切削性能を示した。[参考例V]平均粒径2.5μmのcBN原料粉末、平均粒径1.5μmのTiC原料粉末、平均粒径1.2μmのTiN原料粉末、平均粒径1μmのTiCN原料粉末、平均粒径1μmのNbC原料粉末、平均粒径1.1μmのTaC原料粉末、平均粒径0.9μmのNbN原料粉末、平均粒径1.2μmの金属Al原料粉末、平均粒径0.8μmの金属Co原料粉末を用いて、表5に示す組成となるように調合し、この粉体を、アルミナ製ボールを用いたボールミルで16時間混合した。次に、混合した粉体を圧力98MPaで加圧成形した。この成形体を超高圧、高温装置を用いて、表1に示す焼成条件に代えて、表5に示す焼成条件で焼成した以外は、上記参考例Iと同様にして焼成し、各cBN質焼結体を得た表5中の試料No.V-1~10。X線回折ピーク強度そして、上記参考例IIIと同様にして、X線回折分析XRDチャートから、炭化物ピーク、窒化物ピークおよびその他のピークを確認した。また、表6に示すピーク強度比を計算した。平均粒径また、金属顕微鏡を用いた組織観察をカラーで行い、結合相中の窒化物と炭化物との存在状態を確認し、ルーゼックス画像解析装置により、平均粒径dN、dC、dcBNを測定した。なお、dN、dC、dcBNの測定に際しては、組織写真にて観察される各相の個数はそれぞれ50個以上とした。また、一視野にて各相の個数が50個に満たない場合は、別の視野にて観察されるそれぞれの相についての観察を加えた値で評価した。さらに、上記各相について、50個以上のカウントを一回の測定として、任意3箇所以上について測定を行ない、その平均値をそれぞれdN、dC、dcBNとした。これらの測定結果を表6に併せて示す。切削試験さらに、各cBN質焼結体を用いて、上記参考例Iと同様にして、JISCNGA120408に規定する形状をもったスローアウェイ型切削工具を作製した。ついで、断続切削試験における測定項目において、欠損に至るまでの衝撃回数を、上限40000回に代えて、60000回にした以外は、上記参考例Iと同様にして、連続切削試験と断続切削試験とを行った。これらの結果を表6に示す。表5、6に示される結果から、結合相として炭化物と窒化物が共存しない試料No.V-5~10では、いずれもcBN粒子の結合が十分ではなかったため、耐欠損性が不十分であり工具寿命が短かった。これに対して、結合相として炭化物と窒化物の両方が存在し、かつ個々の炭化物の平均粒径dCと、個々の窒化物の平均粒径dNとの比dN/dCが0.4~1.2である試料No.V-1~4は、いずれも難削材である浸炭焼き入れ鋼の連続加工において、摩耗幅が0.20mm以下と十分な耐摩耗性を有しており、特に断続加工においては、欠損に至るまでの衝撃回数30000回以上と、優れた耐欠損性を示し、安定した切削性能を長期に亘って発揮した。実施例VIcBN:47体積、TiN:39体積、Al:14体積の割合でそれぞれの粉末を混合し、有機バインダを添加して押出成形にて芯材用成形体を作製した。次に、cBN:60体積、TiC:30体積、Al:10体積の割合でそれぞれの粉末を混合し、有機バインダを添加して押出成形にて表皮材用成形体を作製した。ついで、この芯材用成形体と表皮材用成形体とを用い、上記参考例IIと同様にして、多芯構造の複合成形体を作成し、焼成してcBN複合焼結体を作製した。このcBN質焼結体の顕微鏡観察から窒化物TiNと炭化物TiCの存在状態を観察し画像解析したところ、炭化物の平均粒径dC=1.2μm、窒化物の平均粒径dN=0.7μm、比dN/dC=0.6であった。また、cBN焼結体の芯材および表皮材についてX線回折分析XRDを行い、得られたX線回折チャートから炭化物および窒化物ピークを確認でき、炭化物ピークICと窒化物ピークINの比IC/INは0.42であった。さらに、この焼結体に対してワイヤ放電加工を用いて所定の寸法に切り出し、超硬合金基体の切刃先端部に形成した切り込み段部にロウ付けすることによりJISCNGA120408に規定する形状をもったスローアウェイ型切削工具を作製し、上記参考例Iと同様の切削試験を行った。切削試験の結果、切削時間20分時の摩耗幅が0.16mmと小さく、断続試験では、60000回の衝撃を与えた状態でも欠損は見られず、非常に優れた切削性能を示した。[参考例VII]平均粒径2μmのcBN原料粉末、平均粒径1μmのTiC原料粉末、平均粒径1μmのTiN原料粉末、平均粒径1μmのTiCN原料粉末、平均粒径1μmのTaC原料粉末、平均粒径1.2μmのZrC原料粉末、平均粒径1.1μmのZrN原料粉末、平均粒径0.9μmのWC原料粉末、平均粒径1.2μmの金属Al原料粉末、平均粒径0.8μmの金属Co原料粉末を用いて、表7に示す組成となるように調合し、この粉体を、アルミナ製ボールを用いたボールミルで16時間混合した。次に、混合した粉体を圧力98MPaで加圧成形した。この成形体を超高圧、高温装置を用いて、表1に示す焼成条件に代えて、表7に示す焼成条件で焼成した以外は、上記参考例Iと同様にして焼成し、各cBN質焼結体を得た表7中の試料No.VII-1~12。そして、各cBN質焼結体を用いて、上記参考例Iと同様にして、JISCNGA120408に規定する形状をもったスローアウェイ型切削工具を作製した。なお、試料No.VII-11については、ワイヤ加工にて切り出した焼結体をロウ付けせず、単体にて工具チップとした。また、試料No.VII-12については、得られた焼結体の表面にイオンプレーティング法にて成膜温度500°C、バイアス電圧30VでTiAlN層を1μm厚みで成膜した。X線回折ピーク強度そして、参考例IIIと同様にしてX線回折分析XRDにて、炭化物ピーク、窒化物ピークおよびその他のピークを確認した。また、表8に示すピーク強度比を計算した。残留応力また、cBNについてはFe-Kα線を用いて、結合相のTiCとTiNについてはCu-Kα線を用いて、2θ≧100°に観測されるピーク、例えばcBNの311面に帰属されるピーク、および結合相の422面に帰属されるピークを用いてX線残留応力測定法2θ-sin2φ法によりcBN粒子および結合相にかかる残留応力を算出した。なお、この計算には、例えばcBN粒子については弾性定数E=712GPa、ポアソン比=0.215、TiNについては弾性定数E=250GPa、ポアソン比=0.19、TiCについては弾性定数E=400GPa、ポアソン比=0.19を用いた。なお、試料No.VII-11については、ワイヤ加工にて切り出した焼結体について残留応力を測定した。試料No.VII-12については、成膜したTiAlN層を電解研磨によって除去した状態で残留応力を算出した。切削試験さらに、各cBN質焼結体を用いて、断続切削試験における測定項目において、欠損に至るまでの衝撃回数を、上限40000回に代えて、60000回にした以外は、上記参考例Iと同様にして、連続切削試験と断続切削試験とを行った。これらの結果を表8に示す。表7、8に示される結果から、cBN粒子の残留応力が圧縮の残留応力で300MPa以上でない試料No.VII-5~10では、いずれもcBN粒子の結合が十分ではなかったため耐欠損性が不十分であり工具寿命が短かった。これに対して、cBN粒子の残留応力が圧縮の残留応力で300MPa以上の試料No.VII-1~4、11、12は、いずれも難削材である浸炭焼き入れ鋼の連続加工において、摩耗幅が0.20mm以下と十分な耐摩耗性を有しており、特に断続加工においては欠損に至るまでの衝撃回数30000回以上と優れた耐欠損性を示し、安定した切削性能を長期に亘って発揮した。[実施例VIII]cBN:50体積、TiN:37体積、Al:13体積の割合でそれぞれの粉末を混合し、有機バインダを添加して押出成形にて芯材用成形体を作製した。次に、cBN:60体積、TiC:30体積、Al:10体積の割合でそれぞれの粉末を混合し、有機バインダを添加して押出成形にて表皮材用成形体を作製した。ついで、この芯材用成形体と表皮材用成形体とを用い、上記参考例IIと同様にして、多芯構造の複合成形体を作成し、焼成してcBN複合焼結体を作製した。このcBN複合焼結体の芯材および表皮材についてX線回折分析XRDを行い、得られた回折強度チャートから参考例VIIと同様にして残留応力を測定したところ、σcBN=717MPa、σb=281MPaであった。また、炭化物および窒化物ピークを確認でき、炭化物ピークICと窒化物ピークINの比IC/INは0.42であった。さらに、この焼結体に対してワイヤ放電加工を用いて所定の寸法に切り出し、超硬合金基体の切刃先端部に形成した切り込み段部にロウ付けすることによりJISCNGA120408に規定する形状をもったスローアウェイ型切削工具を作製した。得られた切削工具の切刃チップについて残留応力を測定したところ、σcBN=535MPa、σTiC=120MPa、σTiN=220MPaであった。そして、この切削工具を用いて参考例Iと同様の切削試験を行った。切削試験の結果、切削時間20分時の摩耗幅が0.16mmと小さく、断続試験では、60000回の衝撃を与えた状態でも欠損は見られず、非常に優れた切削性能を示した。[参考例IX]平均粒径1.5μmのcBN原料粉末、平均粒径1μmのTiC原料粉末、平均粒径1μmのTiN原料粉末、平均粒径1μmのTiCN原料粉末、平均粒径1μmのHfC原料粉末、平均粒径1μmのNbC原料粉末、平均粒径1.2μmの金属Al原料粉末、平均粒径0.8μmの金属Co原料粉末を用いて、表9に示す組成となるように調合し、この粉体を、アルミナ製ボールを用いたボールミルで16時間混合した。次に、混合した粉体を圧力98MPaで加圧成形した。この成形体を超高圧、高温装置を用いて、圧力5.0GPa、温度1400°Cで15分保持することにより焼成し、各cBN質焼結体を得た表9中の試料No.IX-1~9。そして、各cBN質焼結体に対してワイヤ放電加工などを用いてJISCNGA120408に規定する形状に切り出し、超硬合金基体の切刃先端部に形成した切り込み段部にろう付けした。ついで、ろう付けした各cBN質焼結体の表面に、表11に示す組成および成膜方法で硬質膜を被覆し、硬質膜が被覆したcBN質焼結体表面被覆cBN質焼結体からなるスローアウェイ型切削工具を作製した。なお、イオンプレーティング法にて成膜した硬質膜の成膜条件は、温度500°C、バイアス電圧150Vとした。上記で得られた各切削工具について、含有率、ピーク強度、膜厚、比[I111/I200]、圧縮残留応力、連続切削試験および断続切削試験の評価を行った。各評価方法を以下に示すと共に、その結果を、含有率およびピーク強度については表10に、膜厚、比[I111/I200]、圧縮残留応力、連続切削試験および断続切削試験については表11にそれぞれ示した。含有率得られた各切削工具に対して、参考例Iと同様にして、金属顕微鏡で組織観察を行い、各化合物の含有率を算出した。なお、炭窒化物についてはX線回折ピークにて存在の有無を確認し、ピークが確認された場合には、ピーク分離に基づいて炭化物ピーク、窒化物ピーク、および炭窒化物ピークをそれぞれ定量化して炭窒化物ピークのピーク強度比を含有比率として算出した。ピーク強度参考例IIIと同様に、X線回折測定を行ない、その回折チャートから、IcBNを100としたときの各ピークのピーク強度比IcBN=100、IC、IN、IIL、ICNを算出した。硬質膜の膜厚硬質膜の膜厚は、表面被覆cBN質焼結体の破断面を走査型電子顕微鏡で観察して測定した。硬質膜のX線回折ピークにおける比[I111/I200]X線回折分析にて硬質膜の111結晶面に帰属するピークの強度I111と、200結晶面に帰属するピーク強度I200を測定し、その比[I111/I200]の値を計算した。cBN質焼結体の圧縮残留応力参考例VIIと同様にしてcBN粒子および硬質膜にかかる残留応力を算出した。なお、硬質膜が多層膜からなる場合の残留応力は、最も厚く成膜した硬質膜の残留応力を用いて測定した。切削試験断続切削試験における測定項目において、欠損に至るまでの衝撃回数を、上限40000回に代えて、60000回にした以外は、上記参考例Iと同様にして、連続切削試験と断続切削試験とを行った。表9~11に示すように、炭化物TiCのみが焼結体中に存在していた試料No.IX-6、9では、cBN粒子の結合が十分ではなかったため、耐欠損性が不十分であった。一方、窒化物TiNのみが焼結体中に存在していた試料No.IX-7は、耐摩耗性が十分ではなく、工具寿命が短かった。また、結合相として炭窒化物TiCNを用いた試料No.IX-8は耐摩耗性,耐欠損性共に十分ではなかった。硬質膜を設けなかった試料No.IX-9は、耐摩耗性、耐欠損性共に不十分であった。これに対し、本発明の範囲内である試料No.IX-1~5は、いずれも難削材である浸炭焼き入れ鋼の連続加工において、摩耗幅が0.20mm以下と十分な耐摩耗性を有していた。断続加工においては、欠損に至るまでの衝撃回数が35000回以上であった。特に、試料No.IX-1は、50000回の衝撃後においてもチッピングの発生や欠損を生じず、すぐれた耐欠損性を示し、安定した切削性能を長期に亘って発揮した。実施例XcBN:50体積、TiN:35体積、Al:15体積の割合でそれぞれの粉末を混合し、有機バインダを添加して押出成形にて芯材用成形体を作製した。次に、cBN:65体積、TiC:25体積、Al:10体積の割合でそれぞれの粉末を混合し、有機バインダを添加して押出成形にて表皮材用成形体を作製した。ついで、この芯材用成形体と表皮材用成形体とを用い、上記参考例IIと同様にして、多芯構造の複合成形体を作成し、焼成してcBN複合焼結体を作製した。このcBN複合焼結体に対してワイヤ放電加工を用いて所定の寸法JISCNGA120408に規定する形状に切り出し、超硬合金基体の切刃先端部に形成した切り込み段部にロウ付けした。その後、上記ロウ付けしたcBN複合焼結体の表面に、アークイオンプレーティング法にて、Ti0.5,Al0.5N膜を2.0μmの膜厚で成膜し、表面被覆cBN質焼結体からなる切削工具試料No.X-1を作製した。得られた切削工具について、金属顕微鏡で組織を観察した。その結果、黒色を示すcBN粒子と、茶褐色を示すTiCおよび白色を示すTiNが明確に区別可能であり、画像解析法によりそれぞれについて、30個以ずつの面積を測定して平均値を求め、この平均値同士を比較して面積比率を算出した。その結果、cBN:50、TiC:10、TiN:25、TiCN:2であった。また、上記切削工具の硬質膜をX線回折分析XRDにて111結晶面に帰属するピークの強度I111と、200結晶面に帰属するピーク強度I200とを、参考例IXと同様にして測定したところ、その比[I111/I200]は1.8であった。さらに、参考例IXと同様の切削試験を行った結果、切削時間20分時の摩耗幅が0.15mmと小さく、断続試験では、60000回の衝撃を与えた状態でも欠損は見られず、非常に優れた切削性能を示した。[参考例XI]参考例IXと同様の方法で、表9の試料No.IX-1と同じcBN質焼結体を作製した。ついで、このcBN質焼結体を放電加工によって所定の形状に切り出し、フライス切削用の超硬合金製スローアウェイチップの刃先先端部に形成した切り込み段部にロウ付けした後、プラズマCVD法で膜厚0.2μmのダイヤモンドライクカーボン膜を成膜する以外は、参考例IXと同様にして切削工具を作製した試料No.XI-1。また、表9の試料No.IX-8と同じcBN質焼結体を作製した。ついで、このcBN質焼結体を放電加工によって所定の形状に切り出し、フライス切削用の超硬合金製スローアウェイチップの刃先先端部に形成した切り込み段部にロウ付けした後、プラズマCVD法で膜厚0.2μmのダイヤモンドライクカーボン膜を成膜する以外は、参考例IXと同様にして切削工具を作製した試料No.XI-2。上記で得られた各切削工具について、下記条件で切削性能を試験した。切削方法:フライス被削材:Ti-16Al-4V合金切削速度:500m/分切り込み:1.0mm送り:0.3mm/刃測定項目:切削長1mに達した時の刃先の状態を走査型電子顕微鏡で確認切削試験の結果、試料No.XI-2の刃先は、チッピングや膜剥離が発生して損傷していたのに対し、試料No.XI-1の刃先は、チッピングや膜剥離がなく、良好な状態であった。"