"Co基合金であって、Cが0.6~1.0質量、Siが2.0~5.0質量、W,Nb,Tiから選ばれる少なくとも一種が合量で0.5~1.0質量、Crが16.0~20.0質量、Moが20.0~35.0質量質量、Niが2.0質量以下、Feが2.0質量以下、残部が実質的にCoである組成を有する硬化肉盛用溶接材料。高温下での金属同士の摺接部を構成する金属母材の摺接面に、請求項1に記載の硬化肉盛用溶接材料による厚さ2.5~5mmでビッカース硬度Hv700以上の肉盛溶接層が形成されてなる機械部品。しかるに、T-800やT-400の硬化肉盛用溶接材料は、溶接施工時の割れ感受性が高く、複雑形状への溶接施工や多層盛溶接が難しく、また表面硬度のばらつきを生じやすいという難点がある上、近年において前記ディスク式バルブのガイドレール等のように高温下で金属部材同士が摺接する部位に要望される更に高レベルの耐摩耗性、耐亀裂欠損性には対応できなかった。一方、前記提案に係るCo基合金の硬化肉盛用溶接材料においても、同様に高温下で金属部材同士が摺接する部位に要望される高レベルの耐摩耗性、耐亀裂欠損性には対応できない。本発明は、上述の事情に鑑みて、高硬度でばらつきが小さく、前記ガイドレール等として卓越した耐摩耗性を発揮する肉盛溶接層を形成でき、且つ溶接性や肉盛溶接層の機械加工性にも優れるCo基合金系の硬化肉盛用溶接材料と、それによる肉盛溶接層を備えた機械部品を提供することを目的としている。上記目的を達成するために、請求項1の発明に係る硬化肉盛用溶接材料は、Co基合金であって、Cが0.6~1.0質量、Siが2.0~5.0質量、W,Nb,Tiから選ばれる少なくとも一種が合量で0.5~1.0質量、Crが16.0~20.0質量、Moが20.0~35.0質量質量、Niが2.0質量以下、Feが2.0質量以下、残部が実質的にCoである組成を有するものとしている。また、請求項2の発明に係る機械部品は、高温下での金属同士の摺接部を構成する金属母材の摺接面に、請求項1に記載の硬化肉盛用溶接材料による厚さ2.5~5mmでビッカース硬度Hv700以上の肉盛溶接層が形成されてなるものとしている。請求項1の発明によれば、Co基合金系の硬化肉盛用溶接材料として、特定種の元素を特定範囲で含むことで、溶融金属の凝固時における固液相間の温度領域が拡大すると共に冷却速度も遅くなり、不活性ガスシールド下でも金属間化合物Mo3Co2Si結晶が多く析出して且つ複合炭化物の微細結晶も析出し、組織全体に小さい結晶粒子が分散して硬度的に安定するため、特に高温下でも高硬度であって、且つ硬度のばらつきが小さく、ディスク式バルブのガイドレール等として卓越した耐摩耗性を発揮でき、耐掻傷性、耐食性、低摩擦性、溶接性、機械加工性等にも優れた肉盛溶接層を形成できるものが提供される。請求項2の発明によれば、ディスク式バルブのガイドレールのように高温下での摺接部を構成する金属部品として、その金属母材の摺接面に上記硬化肉盛用溶接材料による特定厚みで高硬度の肉盛溶接層が形成されていることから、摺接部が低摩擦で耐摩耗性、耐掻傷性、耐食性に優れるものが提供される。本発明の硬化肉盛用溶接材料は、既述のように、Coコバルト基合金であって、C炭素が0.6~1.0質量、Si珪素が2.0~5.0質量、Wタングステン,Nbニオブ,Tiチタニウムより選ばれる少なくとも一種が合量で0.5~1.0質量、Crクロムが16.0~20.0質量、Moモリブデンが20.0~35.0質量質量、Niニッケルが2.0質量以下、Fe鉄が2.0質量以下、残部が実質的にCoからなる組成を有するものである。そして、この硬化肉盛用溶接材料によって基材表面に肉盛溶接した溶着金属は、Co,Mo,Cr,Siの4元系合金相に、金属間化合物であるMo3Co2Siの結晶と、Mo及びCrとW,Nb,Ti等の複合炭化物の微細結晶とが分散した複合組織になっており、高度の耐熱性、耐摩耗性、耐食性を示すと共に、優れた高温硬度を備えている。これは、マトリックス中のMo,Cr等の固溶によって高耐食性がもたらされ、またマトリックスに分散する硬質な金属間化合物Mo3Co2Siの自己潤滑性によって耐摩耗性が高められ、更にMo-Cr-W複合炭化物の微細結晶の分散効果として高硬度、特に高温下での高硬度が付与されて且つ硬度のばらつきが少なくなるものと想定される。上記組成中のCは、Mo及びCrとW,Nb,Ti等との間で複合炭化物を形成する成分であり、その添加量が0.6質量以上と従来汎用のT-800に比較して略一桁多く、それによって多く析出した微細結晶の分散効果により、合金の硬度及び耐摩耗性を高め、また高温強度の向上に大きく寄与する。しかるに、その添加量は、多過ぎては複合炭化物の生成が過剰になって合金の脆化を招き、割れや欠けを発生し易くなるため、1.0質量を上限とする。Siは、合金の融点を下げて溶融金属の流動性を高める成分であり、その作用を十分に発揮する上で2.0質量以上の添加を必要とするが、多過ぎては金属間化合物のCo-Mo-Si相が生成過剰になって合金の脆化を招くことから、添加量の上限を5.0質量とする。W,Nb,Tiは、Mo及びCrと共に複合炭化物を形成する成分であって、該複合炭化物としてマトリックス中に分散し易い微細結晶を生成させて割れや欠け防止に寄与すると共に、特に硬度を大きく高める作用を発揮する。これらの添加量は合量で、0.5質量未満では十分な添加効果が得られず,逆に1.0質量を超えると溶融金属の流動性を低下させる。なお、W,Nb,Tiの内、特にWが添加効果の上で最適なものとして推奨される。Moは、Co,Cr,Siと共に前記の4元系合金相を形成し、且つCo及びSiと共に前記金属間化合物の結晶を析出し、該金属間化合物の高い硬度と自己潤滑性によって合金の耐摩耗性を高め、また耐食性を向上させる成分である。その添加量は、20.0質量未満では金属間化合物の析出量が不足し、多くなるほど該析出量が増加するが、多過ぎてはCo基合金としてのバランスを悪化させるので35.0質量を上限とする。Crは、Co,Mo,Siと共に前記の4元系合金相を形成する成分であり、その添加によって特に合金の硬度及び耐食性を高める作用を発揮する。その添加量は、16.0質量未満では合金の耐食性及び耐熱性が不足すると共に硬度及び靱性も低下する一方、20.0質量を超えても合金の靱性が低下して割れや欠けを発生し易くなる。Coは、Co基合金としての基本元素であり、上記諸元素と共に、高耐食性、高耐熱性、高耐摩耗性、高靱性の合金を形成する。Fe及びNiは、本発明の意図する合金特性面からは不要な不純分に相当する元素であるため、その混在量が少ないほどよいが、それぞれ2.0質量までの範囲であれば特性的に許容される。なお、本発明の硬化肉盛用溶接材料は、上記諸元素以外の元素についても、不可避不純物あるいは付随不純物として0.1質量以下の微量の範囲で含んでいてもよい。このような硬化肉盛用溶接材料による肉盛溶接手段としては、特に制約はなく、不活性ガスシールド下で行うアーク溶接であるプラズマ粉末溶接法やTIGタングステンイナートガス溶接法、酸素アセチレンガス溶接法等の種々の方法を採用できるが、特にプラズマ粉末溶接法が高い生産性を得る上で好適である。本発明の硬化肉盛用溶接材料による肉盛溶接の適用対象には特に制約はなく、例えば自動車、船舶、航空機、コンプレッサー、石油精プラント等で用いられる軸受部材、ピストン部材、シール部材、バルブ部材等の高い耐摩耗性が要求される各種部材、とりわけ金属同士の摺接部、潤滑剤が行き渡りにくい摺接部、高温下で潤滑剤を使用できない摺接部等を構成する部材が好適である。そして、これらの中でも特に適用効果が大きいのは、高温下で作動するディスク式バルブの摺動ガイド部等、潤滑剤を使用できない高温下での金属同士の摺接部を構成する部材である。しかして、本発明の機械部品は、高温下での金属同士の摺接部を構成する金属母材の摺接面に、上記の硬化肉盛用溶接材料による厚さ2.5~5mmでビッカース硬度Hv700以上の肉盛溶接層が形成されてなるものとしている。この肉盛溶接層の厚さは、2.5mm未満では十分な耐久性が得られず、5mmを超える厚みでは施工性に劣ると共に材料コスト的に不経済である。後記表1に示す合金組成の粉末溶接材料A1~A3実施例及びB1~B10比較例を用い、プラズマ粉末溶接法により、SUS308鋼材幅50mm厚さ30mm長さ300mmの表面に、溶接ビードの厚さ5mm、幅30mm、長さ250mmの肉盛溶接を行った後、該肉盛溶接層の表面を層厚が4mmになるまでダイアモンド砥粒による荒研磨及びバフ研磨を行って鏡面仕上げした。なお、粉末溶接材料B10はT-800の合金組成である。表面硬度試験1粉末溶接材料A1~A3及びB1~B10にて形成した各肉盛溶接層の表面のショアー硬度Hsを、ハンディ硬さ計JFEアドバンテック社製の商品名SONOHARDHS21型を用いて測定した。その結果を後記表1に示す。なお、硬度のばらつきと平均は、各肉盛溶接層の試料10点の測定値に基づく。上記表1で示すように、本発明の硬化肉盛用溶接材料粉末溶接材料A1~A3による肉盛溶接層の表面硬度は、ショアー硬度Hsとして、T-800粉末溶接材料B10による肉盛溶接層に比較して格段に高い上にばらつきも少ないことが明らかである。また、本発明とは合金組成の元素比率が多少異なる硬化肉盛用溶接材料粉末溶接材料B1~B9による肉盛溶接層の表面硬度は、ばらつきが比較的に少なくても本発明によるものよりも低くなることが判る。表面硬度試験2表1の粉末溶接材料A1,B10による各肉盛溶接層の表面のビッカース硬度Hvを、ビッカース硬度計によって2mm間隔で測定したところ、図5に示す結果が得られた。この図3より、本発明の硬化肉盛用溶接材料による肉盛溶接層の表面硬度は、ビッカース硬度Hvにおいても、従来汎用の硬化肉盛用溶接材料T-800に比較して格段に高く且つばらつきが非常に少ないことが判る。溶着金属の組織観察表1の粉末溶接材料A1,B10による溶着金属の組織を走査型電子顕微鏡によって観察した。図3abは粉末溶接材料B10による電子顕微鏡写真、図4abは粉末溶接材料A1による電子顕微鏡写真である。図3abから明らかなように、粉末溶接材料B10による溶着金属組織では、硬い稠密六方晶系のラーベス相金属間化合物Mo3Co2Siと、比較的軟らかいマトリックス相共晶組織との2相成分から構成されているが、凝固時の固液相間の温度領域が狭いため、金属間化合物は析出量が少ない上に大きな結晶粒子になり、これによって硬度のばらつきが大きくなると推測される。これに対し、本発明の硬化肉盛用溶接材料による溶着金属組織では、図4abから明らかなように、凝固時の固液相間の温度領域が拡大すると共に冷却速度も遅くなるため、金属間化合物が小さい結晶粒子として多く析出することに加えて複炭化物の微細結晶も多く析出し、これら金属間化合物と複炭化物の結晶粒子が組織全体に均一分散して硬度的に安定すると想定される。高温硬さ試験表1の粉末溶接材料A1,B10による肉盛溶接層の各試料5点について、高温顕微鏡硬度計を用い、荷重1kgfにおいて常温から800°Cまでの表面硬度ビッカース硬度Hvを測定したところ、図7に示す結果が得られた。なお、図7のビッカース硬度Hvの数値は試料5点の平均値である。この試験結果から、本発明の硬化肉盛用溶接材料による肉盛溶接層は、常温から800°Cまでの温度範囲の全域にわたり、従来汎用の硬化肉盛用溶接材料T-800による肉盛溶接層よりも高い表面硬度を示すことが明らかである。耐摩耗性試験表1の粉末溶接材料A1,B10による肉盛溶接層について、スガ式摩耗試験機型式:NUS-ISO-3を用いて下記条件で摩耗試験を行い、各摩耗回数による摩耗溝の断面の面積μm2を測定した。その結果を図6に示す。摩耗紙の砥粒材質:SiC摩耗紙粗さ:320摩耗輪幅:12mm1往復毎の摩耗輪回転角度:0.9deg/1回往復試験辺走査ストローク拒理:10mm垂直負荷:3000gf走査平均速度:400mm/分摩耗往復数:1600往復4×400回往復図6で示す摩耗試験結果から、本発明の硬化肉盛用溶接材料による肉盛溶接層は、従来汎用の硬化肉盛用溶接材料T-800による肉盛溶接よりも高い耐摩耗性を具備することが判る。溶接性表1の粉末溶接材料A1~A3,B10について肉盛溶接時の挙動を観察したところ、粉末溶接材料A1~A3は、従来汎用の粉末溶接材料B10T-800に比較し、溶融時の溶融プールの濡れ性が非常によく、溶接ビード端面も良好であるため、割れ等の溶接欠陥を生じにくいことが確認された。また、多層肉盛溶接2層盛りの場合、粉末溶接材料B10では2層目の溶融プールの濡れ性が1層目よりも悪くなるのに対し、粉末溶接材料A1~A3では1層目と2層目の溶融プールの濡れ性は変わらず良好であり、多層肉盛溶接への適用性にも優れることが判明した。加工性表1の粉末溶接材料A1~A3,B10による各肉盛溶接を施したSUS308鋼材について、フライス加工を行ったところ、相互の加工性に遜色はなく、またいずれも欠陥は発生しなかったが、粉末溶接材料A1~A3の方が粉末溶接材料B10よりも切断面の光沢に勝るように感じられた。"