立方晶窒化硼素及び結合相からなる立方晶窒化硼素焼結体であって、立方晶窒化硼素の含有率が82体積以上98体積以下の範囲にあり、かつ当該立方晶窒化硼素焼結体の断面において、面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にある孤立した結合相が、立方晶窒化硼素に対して二段以上の凸部を有し、かつ該凸部の先端から一段目の凸部の、先端方向に垂直な辺長をA1、平行な辺長をB1とし、また先端から二段目の凸部の先端方向に垂直な辺長をA2、平行な辺長をB2とした場合、A1/B1がA2/B2の1倍以上10倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積割合が、面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にある孤立した結合相全体の25以上であることを特徴とする立方晶窒化硼素焼結体。前記結合相がWと、Coと、Alと、Zr、Ni、Cr、Moからなる群より少なくとも1つ選択される元素の単体、相互固溶体、炭化物、窒化物、炭窒化物、硼化物及び酸化物のいずれか一つ以上とを含むことを特徴とする請求項1に記載の立方晶窒化硼素焼結体。前記立方晶窒化硼素の焼結後の粒径が1.5μm以上10μm以下である粒子が、立方晶窒化硼素全体の50体積以上であることを特徴とする請求項1又は2に記載の立方晶窒化硼素焼結体。前記A1/B1がA2/B2の1倍以上10倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積割合が、面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にある結合相全体の40以上であることを特徴とする請求項1~3のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。前記立方晶窒化硼素焼結体の断面において、面積が0.5μm2を超える孤立した結合相の面積割合が、結合相全体の20以下であることを特徴とする請求項1~4のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。前記立方晶窒化硼素の含有率が86体積以上95体積以下の範囲にあることを特徴とする請求項1~5のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。少なくとも刃先となる部分に請求項1~6のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体を有することを特徴とする立方晶窒化硼素焼結体工具。粗加工条件では、工具に高負荷が継続的に加わるため、一定以上の靱性が必要とされるが、靱性を向上させるため粗粒のcBNを使用すると耐欠損性が低下し、断続切削の際の衝撃に耐えられないという問題があった。本発明は、上記の問題点を解決するために従来とは発想を変え、粗粒のcBNを用いた場合においても、靱性と強度を同時に高めることができ、優れた耐欠損性と耐摩耗性を兼ね備えた立方晶窒化硼素の含有率が高い立方晶窒化硼素焼結体を得ることを目的とする。更に、鋳鉄焼結合金の粗加工条件での連続切削断続切削に適した立方晶窒化硼素焼結体工具を提供することを目的とする。本発明者らは上記課題を解決すべく、結合相の均一性向上と焼結条件を鋭意研究した結果、cBN粒子と結合相の界面の形状を、脱落の抑制効果の高いくさび型である2段以上の凸部にすることができ、上記構造にすることで、粗粒のcBNを用いても靱性と強度を同時に高めることができることを見出し、本発明に至った。すなわち、本発明は以下の構成からなる。1立方晶窒化硼素及び結合相からなる立方晶窒化硼素焼結体であって、立方晶窒化硼素の含有率が82体積以上98体積以下の範囲にあり、かつ当該立方晶窒化硼素焼結体の断面において、面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にある孤立した結合相が、立方晶窒化硼素に対して二段以上の凸部を有し、かつ該凸部の先端から一段目の凸部の、先端方向に垂直な辺長をA1、平行な辺長をB1とし、また先端から二段目の凸部の先端方向に垂直な辺長をA2、平行な辺長をB2とした場合、A1/B1がA2/B2の1倍以上10倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積割合が、面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にある孤立した結合相全体の25以上であることを特徴とする立方晶窒化硼素焼結体。2前記結合相がWと、Coと、Alと、Zr、Ni、Cr、Moからなる群より少なくとも1つ選択される元素の単体、相互固溶体、炭化物、窒化物、炭窒化物、硼化物及び酸化物のいずれか一つ以上とを含むことを特徴とする前記1に記載の立方晶窒化硼素焼結体。3前記立方晶窒化硼素の焼結後の粒径が1.5μm以上10μm以下である粒子が、立方晶窒化硼素全体の50体積以上であることを特徴とする前記1又は2に記載の立方晶窒化硼素焼結体。4前記A1/B1がA2/B2の1倍以上10倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積割合が、面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にある結合相全体の40以上であることを特徴とする前記1~3のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。5前記立方晶窒化硼素焼結体の断面において、面積が0.5μm2を超える孤立した結合相の面積割合が、結合相全体の20以下であることを特徴とする前記1~4のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。6前記立方晶窒化硼素の含有率が86体積以上95体積以下の範囲にあることを特徴とする前記1~5のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。7少なくとも刃先となる部分に前記1~6のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体を有することを特徴とする立方晶窒化硼素焼結体工具。本発明により、上記の問題点が解決され、優れた耐欠損性と耐摩耗性を兼ね備えた立方晶窒化硼素の含有率が高い立方晶窒化硼素焼結体を得ることができる。また、本発明の立方晶窒化硼素焼結体を用いることにより、鋳鉄焼結合金の粗加工条件での連続切削断続切削に適した立方晶窒化硼素焼結体工具を提供することができる。本発明は、立方晶窒化硼素及び結合相からなる立方晶窒化硼素焼結体であって、立方晶窒化硼素の含有率が82体積以上98体積以下の範囲にあり、かつ当該立方晶窒化硼素焼結体の断面において、面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にある孤立した結合相が、立方晶窒化硼素に対して二段以上の凸部を有し、かつ該凸部の先端から一段目の凸部の、先端方向に垂直な辺長をA1、平行な辺長をB1とし、また二段目の凸部の先端方向に垂直な辺長をA2、平行な辺長をB2とした場合、A1/B1がA2/B2の1倍以上10倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積割合が、面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にある孤立した結合相全体の25以上であることを特徴とする立方晶窒化硼素焼結体である。上記のように、本発明の立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素の含有率が82体積以上98体積以下であることを特徴とする。これはcBN含有率が高いほど孤立した結合相の面積の平均が小さくなり、脱落の起点となりにくい一方、cBN含有率が高くなり過ぎると、焼結時に結合相の果たす触媒作用が不充分で、焼結できないことによる。このため、前記立方晶窒化硼素の含有率が86体積以上95体積以下の範囲にあると、より好ましい。また、図1aに示すように、立方晶窒化硼素の断面において、面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にある孤立した結合相が、立方晶窒化硼素に対して二段以上の凸部を有することを特徴とする。これにより、立方晶窒化硼素と結合相の界面の形状がくさび型となり、立方晶窒化硼素の脱落抑制効果が発揮される。更に、前記凸部の先端から一段目の凸部の、先端方向に垂直な辺長をA1、平行な辺長をB1とし、また二段目の凸部の先端方向に垂直な辺長をA2、平行な辺長をB2とした場合、A1/B1がA2/B2の1倍以上10倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積比率が、面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にある孤立した結合相全体の25以上であることを特徴とする。これにより結合相のくさびによる立方晶窒化硼素粒子の脱落抑制効果がさらに強くなる。前記A1/B1がA2/B2の1倍以上10倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積割合が、面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にある孤立した結合相全体の40以上であると、より好ましい。当該結合相の領域の面積割合が50以上であると更に好ましい。cBNの結晶成長を補助する触媒作用を得るため、前記結合相はWと、Coと、Alと、Zr、Ni、Cr、Moからなる群より少なくとも1つ選択される元素の単体、相互固溶体、炭化物、窒化物、炭窒化物、硼化物及び酸化物のいずれか一つ以上とを含むことが好ましい。前記立方晶窒化硼素の焼結後の粒径は1.5μm以上10μm以下である粒子が、立方晶窒化硼素全体の50体積以上であることが望ましい。これは粗加工条件の切削において、高い靱性を維持するためである。前記立方晶窒化硼素焼結体の断面において、面積が0.5μm2を超える孤立した結合相の面積割合が、結合相全体の20以下であることが望ましい。これは脱落の起点となる面積の大きな結合相を減らすためである。本発明では、結合相の均一性向上と焼結条件の鋭意研究により、結合相とcBNの界面に、くさびの役割を果たす二段以上の凸部を形成することに成功した。従来の製法では結合相を構成する原料粉末を一定の質量比で配合した後、熱処理を施してから超硬合金製ポット及びφ3.5mmの超硬合金製ボールとからなるボールミルを用いて混合していたが、本発明では熱処理時の均一性を高めるため、熱処理前に上記ボールミルを用いた混合を行い、さらに熱処理後はジルコニア製ポット及びφ0.3mmの窒化シリコン製ボールとからなる粉砕能力の高い装置を使用して粉砕混合を行なった。従来、焼結は結合相とcBNを反応させるため、cBNが安定となる圧力-温度領域で行なわれていた。またcBN砥粒自体を結晶成長させる例が特許文献2で挙げられているが、本発明で挙げているくさびの役割を果たす二段以上の凸部を生成するようにcBN砥粒の微細な粒子の結晶成長を制御することは、特にcBN含有率が82体積以上の高含有率cBN焼結体では難しかった。しかし、本発明者らの鋭意研究の結果、hBNが安定して出現する圧力-温度領域を通過させて、cBNを結晶成長させた後、cBNが安定となる圧力-温度領域に一度引き上げ、続けてcBNが低速成長する領域で焼結することでくさびの役割を果たす二段以上の凸部を有するcBN焼結体を得ることが可能となった。このとき焼結圧力範囲は6.5~7.5GPa、焼結時の最高温度は1700~1900°Cとすることが好ましい。本発明のcBN焼結体工具としては、超硬合金、サーメット等の基材の少なくとも刃先となる部分に本発明のcBN焼結体を有するcBN焼結体工具、又はcBN焼結体のみで構成されるcBN焼結体工具が挙げられる。これらは公知の方法に従って作製することができる。また、cBN焼結体表面に硬質セラミックス被覆層を有していても構わない。cBN焼結体工具としては、具体的には切削工具等が挙げられる。[実施例及び比較例]≪焼結体の作製≫試料1~4WC粉末、Co粉末及びAl粉末と、表1に示す通りZr、Ni、Cr、Moから1種類を選択し、60:25:10:5の質量比で配合した後、超硬合金製ポット及びφ3.5mmのボールとからなるボールミルを用いて混合した後、この混合粉末を真空中で1000°Cに30分間保ち熱処理を施した。その後、ジルコニア製ポット及びφ0.3mmの窒化シリコン製ボールとからなる粉砕能力の高い装置で、上記の熱処理済み混合粉末を粉砕して結合材粉末を得た。次にこれら結合材粉末と粒径が0.5μm以上3.0μm以下の範囲にある立方晶窒化硼素粉末を上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素が90体積となるような配合比で均一に混合した。その後、この混合粉末を真空炉にて1000°Cに20分間保持し、脱ガスした。さらに、この脱ガス済みの混合粉末をMo製カプセルに充填後、超高圧装置を用いて7.0GPaまで加圧した後、1300°Cまで昇温してこの圧力温度条件に10分間保持した。続いて同装置により圧力を保ったまま1800°Cまで昇温し、約5分間保持した後1500°Cで20分間焼結させ、立方晶窒化硼素と結合相を含む立方晶窒化硼素焼結体を製造した。試料5~9WC粉末、Co粉末、Al粉末及びZr粉末を60:25:10:5の質量比で配合した後、試料1~4と同様の方法で結合材粉末を製作した。次にこれら結合材粉末と粒径が0.5μm以上3.0μm以下である立方晶窒化硼素粉末を上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素が表1に示す通り98、95、85、82、78体積となるような配合比で均一に混合し、試料1~4と同様の方法で立方晶窒化硼素焼結体を製造した。試料10WC粉末、Co粉末及びAl粉末を60:25:15の質量比で配合した後、試料1~4と同様の方法で結合材粉末を製作した。次にこれら結合材粉末と粒径が0.5μm以上3.0μm以下である立方晶窒化硼素粉末を上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素が90体積となるような配合比で均一に混合し、試料1~4と同様の方法で立方晶窒化硼素焼結体を製造した。試料11、12表1に示す通りTiN粉末またはAl2B3粉末と粒径が0.5μm以上3.0μm以下である立方晶窒化硼素粉末を上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素が90体積となるような配合比で均一に混合し、試料1~4と同様の方法で立方晶窒化硼素焼結体を製造した。試料13WC粉末、Co粉末、Al粉末及びZr粉末を60:25:10:5の質量比で配合した後、試料1~4と同様の方法で結合材粉末を製作した。次にこれら結合材粉末と、表1に示す通り粒径が0.5μm以上3.0μm以下である立方晶窒化硼素粉末を上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素が90体積となるような配合比で均一に混合し、焼結圧力、焼結温度を表1に示す通りにした以外は試料1~4と同様の方法で立方晶窒化硼素焼結体を製造した。試料14WC粉末、Co粉末、Al粉末及びZr粉末を60:25:10:5の質量比で配合した後、試料1~4と同様の方法で結合材粉末を製作した。次にこれら結合材粉末と粒径が0.1μm以上1.0μm以下である立方晶窒化硼素粉末を上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素が90体積となるような配合比で均一に混合した。その後、この混合粉末を真空炉にて1000°Cに20分間保持し、脱ガスした。さらに、この脱ガス済みの混合粉末をMo製カプセルに充填後、超高圧装置を用いて7.0GPaまで加圧した後、1300°Cまで昇温してこの圧力温度条件に10分間保持した。続いて同装置により圧力を保ったまま1800°Cまで昇温し、約30分間保持して焼結させ、立方晶窒化硼素と結合相を含む立方晶窒化硼素焼結体を製造した。≪評価1≫上記、製造方法により得られた14種の焼結体に対して、面出し加工により平滑な観察面を作成して立方晶窒化硼素の組織を走査型電子顕微鏡以下SEMと記すにより観察した。SEMによる組織観察は10nmの粒径が識別可能な10000倍の視野で行った。図1bに試料1の観察結果を示す。得られたSEM画像から、面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にある孤立した結合相が、立方晶窒化硼素に対して二段以上の凸部を有し、かつ該凸部の先端から一段目の凸部の、先端方向に垂直な辺長をA1、平行な辺長をB1とし、また二段目の凸部の先端方向に垂直な辺長をA2、平行な辺長をB2とした場合、A1/B1がA2/B2の1倍以上10倍以下である凸部を有する孤立した結合相が、面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にある結合相全体に占める面積割合を画像処理より求め、表1に示した。また焼結体断面において、面積が0.5μm2を超える孤立した結合相の結合相全体に占める面積の割合を求め、表1に示した。また、粒径が1.5μm以上10μm以下であるcBN粒子のcBN全体に占める面積の割合を画像処理より求め、深さ方向にも同様の割合で分布していると見なし、体積として表1に示した。画像処理では色の濃さによる二値化を実施したが、予め元素分析により黒色がcBN、灰色がAl及びCoの化合物、白色がWの化合物であることを特定しており、これに基づいてcBN含有率、結合相の領域及び形状の判定を行なった。焼結体は組織にばらつきを有し、性能は平均的な組織の特徴により左右されるため、上記のような画像処理は視野数を増やし、漸近した値で議論すべきである。今回は任意の縦9μm横12μmの範囲を撮影した10000倍のSEM画像5枚を測定し、測定値の平均を求めた。また凸部が長方形の組み合わせでない場合、それぞれの2辺の平均値から算出を行った。例えば先端から一段目の凸部の、先端方向に垂直な辺長の一方をA1a、他方をA1bとしてそれらの平均値A1aA1b/2をA1とし、同じく先端方向に平行な辺長の一方をB1a、他方をB1bとしてそれらの平均値B1aB1b/2をB1としとした。続いて、上記焼結体を用いて切削工具を作成した。具体的には、上記の製法で製造された焼結体を超硬合金製の基材にロウ付けして所定の形状ISO型番:CNGA120408に成型することにより切削工具を作成した。この切削工具を用いて下記条件で焼結合金の連続切削より、耐摩耗性評価を行なった。<切削試験条件>被削材:0.8C-2.0Cu-残FeJPMA記号:SMF4040硬度HRB78φ100丸棒切削条件:切削速度Vc=200m/min、送り量f=0.2mm/rev、切り込み量ap=0.3mm、湿式切削寿命判定:逃げ面からの観察で刃先の稜線が、切削前の刃先稜線より200μm以上摩耗した状態を寿命と定め、寿命に到達するまでの時間を計測し、表1に示した。上記の面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にありA1/B1がA2/B2の1倍以上10倍以下である凸部を有する孤立した結合相が、面積が0.05μm2以上0.5μm2以下の範囲にある結合相全体に占める面積割合が25以上の試料1~8では耐摩耗性が高く、長寿命を達成した。試料9は、上記結合相の領域の占める面積割合は高いが、cBN含有率が低く、耐摩耗性が低下したため短寿命となったと考えられる。試料10は上記結合相の領域の占める面積割合が25より小さく、結合相の脱落のため短寿命となったと考えられる。試料11、12、13は上記結合相の領域が存在せず、特に短寿命となった。試料14は上記結合相の領域の占める面積割合が40と大きいものの、cBNが微粒のため、靱性が不足して短寿命となったと考えられる。≪評価2≫続いて、評価1と同様の切削工具を用いて下記条件で焼結合金の断続切削より、耐欠損性評価を行なった。<切削試験条件>被削材:0.8C-2.0Cu-残FeJPMA記号:SMF4040焼入硬度HRA69φ100焼入ギア切削条件:切削速度Vc=120m/min、送り量f=0.1mm/rev、切り込み量ap=0.25mm、乾式切削寿命判定:逃げ面からの観察で刃先の稜線が、切削前の刃先稜線より200μm以上摩耗するか若しくは、刃先の急激な欠損により切削を継続できなくなった状態を寿命と定め、寿命に到達するまでの時間を計測し、表1に示した。断続切削では上記結合相の領域の占める割合と共に、脱落の起点となる面積の大きな結合相の占める割合が寿命に影響していると推定される。同じcBN含有率の試料1~4で比較した場合には、上記結合相の領域の占める面積割合の高い順に長寿命となった。cBN含有率が異なる試料1、5~9で比較した場合、cBN含有率が90体積以上の試料1、5、6では長寿命を達成したが、含有率が85体積以下では欠損が発生し、寿命が低下した。試料10はcBN含有率が90体積と高いものの、上記結合相の領域の占める面積割合が25より小さく、結合相の脱落のため短寿命となったと考えられる。試料11、12、13もcBN含有率は90体積と高いが、上記結合相の領域が存在せず、特に短寿命となった。試料14は上記結合相の領域が占める面積割合が40と大きく、cBNが微粒のため、強度が高く、長寿命となったと考えられる。≪評価3≫続いて、評価1、2と同様の切削工具を用いて下記条件で鋳鉄のフライス加工より、耐摩耗性評価を行なった。<切削試験条件>被削材:FC250切削条件:切削速度Vc=1700m/min、送り量f=0.15mm/rev、切り込み量ap=0.5mm、乾式切削寿命判定:逃げ面からの観察で刃先の稜線が、切削前の刃先稜線より200μm以上摩耗した状態を寿命と定め、寿命に到達するまでの時間を計測し、表1に示した。鋳鉄のフライス加工では上記結合相の領域の占める割合と共に、熱的摩耗が支配的になるため熱伝導率の高いcBNを多く含む試料で長寿命となる傾向がある。同じcBN含有率の試料1~4で比較した場合には、上記結合相の領域の占める割合の高い順に長寿命となった。cBN含有率が異なる試料1、5~9で比較した場合、含有率90体積以上の試料1、5、6では長寿命を達成したが、含有率が85体積以下では熱亀裂を起点に欠損が発生し、寿命が低下した。試料10はcBN含有率が90体積と高いため、長寿命を達成した。試料11、12はcBN含有率が90体積と高いものの、結合相に熱伝導率の低いセラミックスを使用しているため、短寿命となった。試料13はcBN含有率が90体積と高く、結合相に熱伝導率の高い超硬合金を使用しているため、比較的長寿命となっている。試料14はcBNが微粒のため靱性が低く、熱亀裂が進展し、欠損による短寿命となったと考えられる。以上のように本発明の実施の形態及び実施例について説明を行なったが、今回開示された実施の形態及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だけではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味及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。