全体組成が、質量比で、C:1.3~3、Cu:1~4、および残部がFeと不可避不純物からなり、気孔と気孔を除く基地組織からなるとともに、前記基地組織が、パーライト相、フェライト相、鉄炭化物相、および銅相の混合組織からなり、前記気孔の一部に黒鉛が分散する金属組織を呈し、断面金属組織を観察したときの金属組織に対する面積比で、前記鉄炭化物相が、3~25であり、前記銅相が、0.5~3.5であることを特徴とする焼結バルブガイド材。全体組成が、質量比で、C:1.3~3、Cu:1~4、Sn:0.05~0.5、および残部がFeと不可避不純物からなり、気孔と気孔を除く基地組織からなるとともに、前記基地組織が、パーライト相、フェライト相、鉄炭化物相、および銅および/または銅錫合金相の混合組織からなり、前記気孔の一部に黒鉛が分散する金属組織を呈し、断面金属組織を観察したときの金属組織に対する面積比で、前記鉄炭化物相が、3~25であり、前記銅および/または銅合金相が、0.5~3.5であることを特徴とする焼結バルブガイド材。前記鉄炭化物相は、倍率200倍の断面組織の視野において、該視野に対する面積率が0.05以上の板状鉄炭化物であり、前記視野に対する面積率が0.15以上の板状鉄炭化物の総面積が、前記板状鉄炭化物の総面積の3~50であることを特徴とする請求項1または2に記載の焼結バルブガイド材。前記基地組織の粉末粒界および前記気孔中に、硫化マンガン粒子、珪酸マグネシウム系鉱物粒子、弗化カルシウム粒子のうちの少なくとも1種が、2質量以下分散することを特徴とする請求項1~3のいずれかに記載の焼結バルブガイド材。原料粉末の全体組成が、質量比で、C:1.3~3、Cu:1~4、および残部がFeと不可避不純物からなるよう、鉄粉末に、銅粉末および黒鉛粉末を添加し、混合する原料粉末調整工程と、成形型の円管状のキャビティに前記原料粉末を充填し加圧圧縮して、該原料粉末を円管状の圧粉体に成形する工程と、前記圧粉体を、非酸化性雰囲気中で、加熱温度970~1070°Cで焼結する工程とを有することを特徴とする焼結バルブガイド材の製造方法。原料粉末の全体組成が、質量比で、C:1.3~3、Cu:1~4、Sn:0.05~0.5、および残部がFeと不可避不純物からなるよう、鉄粉末に、黒鉛粉末と、銅粉末と錫粉末、銅錫合金粉末、および銅粉末と銅錫合金粉末のうちのいずれかを添加し、混合する原料粉末調整工程と、成形型の円管状のキャビティに前記原料粉末を充填し加圧圧縮して、該原料粉末を円管状の圧粉体に成形する工程と、前記圧粉体を、非酸化性雰囲気中で、加熱温度950~1050°Cで焼結する工程とを有することを特徴とする焼結バルブガイド材の製造方法。前記加熱温度における保持時間が10~90分であることを特徴とする請求項5または6に記載の焼結バルブガイド材の製造方法。前記加熱温度から室温までの冷却過程において、850°Cから600°Cに冷却する際の当該温度範囲における冷却速度が、5~20°C/分であることを特徴とする請求項5~7のいずれかに記載の焼結バルブガイド材の製造方法。前記加熱温度から室温までの冷却過程において、850°Cから600°Cの間の領域において、10~90分の間、恒温保持した後、冷却することを特徴とする請求項5~7のいずれかに記載の焼結バルブガイド材の製造方法。前記原料粉末調製工程において、さらに、硫化マンガン粉末、珪酸マグネシウム鉱物粉末、弗化カルシウム粉末から選択される少なくとも1種の粉末を前記原料粉末の2質量以下となるように添加することを特徴とする請求項5~9のいずれかに記載の焼結バルブガイド材の製造方法。近年、各種産業用機械部品においては低コスト化の要求が高まってきており、自動車部品についても低コスト化の要求が高まってきている。このような中、内燃機関用焼結バルブガイド材としても、低コスト化の要求が高まってきている。その一方で、最近の自動車用内燃機関等の高性能化や燃費向上に伴って、内燃機関が運転中のバルブガイドは一段と高温および高面圧下に曝されるようになり、さらに最近の環境意識の高まりの中でバルブガイドとバルブステムとの境界面に供給される潤滑油の供給量が低減される傾向があり、バルブガイドにとってより過酷な摺動環境となってきている。このような背景から、特許文献1、2に開示されたような焼結バルブガイド材に相当する耐摩耗性が要求されている。したがって、本発明は、従来の焼結バルブガイド材、すなわち上記特許文献1、2等と同等の耐摩耗性を有しながら製造コストを低減することができるバルブガイド材およびその製造方法を提供することを目的とする。上記目的を達成する本発明の第1の焼結バルブガイド材は、全体組成が、質量比で、C:1.3~3、Cu:1~4、および残部がFeと不可避不純物からなり、気孔と気孔を除く基地組織からなるとともに、前記基地組織が、パーライト相、フェライト相、鉄炭化物相、および銅相の混合組織からなり、前記気孔の一部に黒鉛が分散する金属組織を呈し、断面金属組織を観察したときの金属組織に対する面積比で、前記鉄炭化物相が、3~25であり、前記銅相が、0.5~3.5であることを特徴とする。また、上記目的を達成する本発明の第2の焼結バルブガイド材は、全体組成が、質量比で、C:1.3~3、Cu:1~4、Sn:0.05~0.5、および残部がFeと不可避不純物からなり、気孔と気孔を除く基地組織からなるとともに、前記基地組織が、パーライト相、フェライト相、鉄炭化物相、および銅および/または銅錫合金相の混合組織からなり、前記気孔の一部に黒鉛が分散する金属組織を呈し、断面金属組織を観察したときの金属組織に対する面積比で、前記鉄炭化物相が、3~25であり、前記銅および/または銅錫合金相が、0.5~3.5であることを特徴とする。上記の本発明の第1および第2の焼結バルブガイド材においては、鉄炭化物相は、倍率200倍の断面組織の視野において、該視野に対する面積率が0.05以上の板状鉄炭化物として識別することができる。この場合において、前記視野に対する面積率が0.15以上の板状鉄炭化物の総面積が、前記板状鉄炭化物の総面積の3~50であると、耐摩耗性を向上させることができる。また、基地組織の粉末粒界および前記気孔中に、硫化マンガン粒子、珪酸マグネシウム系鉱物粒子、弗化カルシウム粒子のうちの少なくとも1種が、2質量以下分散することが好ましい。上記目的を達成する本発明の第1の焼結バルブガイド材の製造方法は、原料粉末の全体組成が、質量比で、C:1.3~3、Cu:1~4、および残部がFeと不可避不純物からなるよう、鉄粉末に、銅粉末および黒鉛粉末を添加し、混合する原料粉末調整工程と、成形型の円管状のキャビティに前記原料粉末を充填し加圧圧縮して、該原料粉末を円管状の圧粉体に成形する工程と、前記圧粉体を、非酸化性雰囲気中で、加熱温度970~1070°Cで焼結する工程とを有することを特徴とする。また、上記目的を達成する本発明の第2の焼結バルブガイド材の製造方法は、原料粉末の全体組成が、質量比で、C:1.3~3、Cu:1~4、Sn:0.05~0.5、および残部がFeと不可避不純物からなるよう、鉄粉末に、黒鉛粉末と、銅粉末と錫粉末、銅錫合金粉末、および銅粉末と銅錫合金粉末のうちのいずれかを添加し、混合する原料粉末調整工程と、成形型の円管状のキャビティに前記原料粉末を充填し加圧圧縮して、該原料粉末を円管状の圧粉体に成形する工程と、前記圧粉体を、非酸化性雰囲気中で、加熱温度950~1050°Cで焼結する工程とを有することを特徴とする。上記の本発明の第1および第2の焼結バルブガイド材の製造方法においては、加熱温度における保持時間が10~90分であることが望ましい。また、加熱温度から室温までの冷却過程において、850°Cから600°Cに冷却する際の冷却速度が、5~20°C/分であることが望ましい。さらに、加熱温度から室温までの冷却過程において、850°Cから600°Cの間の領域において、10~90分の間、恒温保持した後、冷却することが望ましい。加えて、原料粉末の調製工程において、さらに、硫化マンガン粉末、珪酸マグネシウム鉱物粉末、弗化カルシウム粉末から選択される少なくとも1種の粉末を前記原料粉末の2質量以下となるように添加することが望ましい。本発明の焼結バルブガイド材は、全体組成中からリンを省いて低コストとしつつ、鉄炭化物相を従来のものと同等の形態、量で分散させて耐摩耗性を維持したものであり、低コストと耐摩耗性の維持を両立させたものである。また本発明の焼結バルブガイド材の製造方法は、上記の本発明の焼結バルブガイド材を、従来と同等の簡便な方法で製造できるという効果を奏する。一般的な鉄-銅-炭素系焼結材料においては、基地中に耐摩耗性を向上させる板状に分散する鉄炭化物が得られていない。その一方で、Pを含有する従来特許文献1の焼結バルブガイド材においては、基地中に鉄-リン-炭素共晶化合物が分散し、周囲の基地からCを吸収して板状に成長する。このことから、板状に分散する鉄炭化物を得るためには、鉄-リン-炭素共晶化合物の生成のためPが必須と考えられている。このような状況の下、本発明者らは、まず、上記の鉄-銅-炭素系焼結材料において板状鉄炭化物が生成しない原因について検討を行った。鉄粉末に銅粉末および黒鉛粉末を添加した原料粉末を成形して焼結した鉄-銅-炭素系焼結材料としては、一般的な構造材料として用いられるものと、軸受等の摺動材料として用いられるものがある。構造材料として用いられる鉄-銅-炭素系焼結材料は、一般にCuの融点1084.5°C以上の加熱温度焼結温度で焼結が行われる。このような温度の下では添加して与えられた銅粉末は溶融して液相を発生し、この液相が毛細管力により原料粉末の隙間に充填され、鉄粉末を濡れて覆うとともに、鉄粉末を覆った液相から鉄粉末中にCuが拡散することで、鉄基地中にCuが均一に拡散し固溶される。黒鉛粉末の形態で添加されたCも、焼結過程において、800°C程度から鉄基地への拡散が始まり、Cは、鉄基地への拡散速度が速いことから上記の加熱温度の下では鉄基地中に完全に拡散して黒鉛粉末は消失する。このように、鉄-銅-炭素系焼結材料においては、鉄基地中にCuおよびCが比較的均一に拡散した状態となる。ところで、Cuは、鋼の臨界冷却速度を小さくする元素であり、鋼の焼入れ性を改善する効果を有する。すなわち、連続冷却変態図のパーライトノーズを時間の遅い側右側に移動させる効果を有する。このような効果を有するCuが鉄基地中に均一に拡散した状態で加熱温度から冷却すると、パーライトノーズが時間の遅い側に移行する結果、通常の焼結炉における冷却速度では、鉄炭化物Fe3Cが充分に成長する間がなく冷却されるため、微細なパーライト組織となって、板状に分散する鉄炭化物が得難いものと考えられる。また、摺動材料として用いられる鉄-銅-炭素系焼結材料例えば特開2005-082867号公報、特開2008-202123号公報等は、黒鉛粉末を残留させて固体潤滑剤として機能させるため、黒鉛粉末が拡散し難い750~800°C程度の加熱温度で焼結が行われる。この場合、鉄基地へのCの拡散量が抑制され亜共析組成となっていることから、焼結後に得られる金属組織はパーライトとフェライトの混合相となり、板状に分散する鉄炭化物Fe3Cが得られないものと考えられる。これらのことから、本発明者らは、Cuの拡散状態を制御することで、焼結後の冷却時に板状の鉄炭化物Fe3Cを析出できるのではと考え、検討を行い、Pを含有せずとも所望の形状の板状鉄炭化物Fe3Cを得ることができることを見出した。本発明はこの知見によりなされたものである。[第1の焼結バルブガイド材]上記知見による本発明の第1の焼結バルブガイド材は、鉄基地中のCuの拡散を抑制し、Cu濃度の高い部分とCu濃度の低い部分が混在するCu濃度の不均一な基地として、基地のCu濃度の低い部分で板状の鉄炭化物Fe3Cを析出分散させたものである。本発明の焼結バルブガイド材の断面組織を鏡面研磨し、ナイタール1質量硝酸アルコール溶液でエッチングしたときの金属組織を図1に示す。図1aは金属組織写真であり、図1bはその模式図である。図1に示すように、本発明の焼結バルブガイド材の金属組織は、気孔と気孔を除く基地からなり、気孔は基地中に分散している。この気孔は原料粉末を成形した際の原料粉末間の隙間が残留して形成されたものであり、原料粉末の鉄粉末の部分が基地鉄基地を形成する。基地はパーライト相、フェライト相、鉄炭化物相、および銅相の混合組織からなる。また、図1aの金属組織写真において、黒鉛相は金属組織を観察するため試料を研磨した際に脱落し観察できないが、図1bの模式図に示すように、大きい気孔の内部には黒鉛が残留し黒鉛相として分散する。鉄炭化物Fe3C相は板状に析出しており、図3に示す従来の焼結バルブガイド材とほぼ同等の形状および量となっている。また、銅相は銅粉末の一部が未拡散の状態で基地中に残留して存在し、Cuの拡散が完全には行われていないことを示している。また、別途、本発明の焼結バルブガイド材の金属組織をEPMA電子線マイクロアナライザ:ElectronProbeMicroAnalyser装置で分析を行ったところ、上記の板状に析出する鉄炭化物Fe3C相は、Cuの濃度の低い部分で析出していることを確認した。これらのことから、鉄基地中のCuの拡散を抑制し、Cu濃度の高い部分とCu濃度の低い部分が混在するCu濃度の不均一な基地とすれば、Pを含有しなくとも、基地のCu濃度の低い部分で板状の鉄炭化物Fe3Cが得られるのである。図2aは、同じ焼結バルブガイド材を村上試薬ヘキサシアノ鉄酸カリウム、水酸化カリウム各10質量水溶液でエッチングしたときの金属組織写真であり、図2bは図2aを画像解析した模式図である。図2より、板状の鉄炭化物Fe3Cは濃くエッチングされ灰色の部分、パーライト部分は薄くエッチングされている白色の部分。なお、図2の黒い部分は気孔である。したがって、板状の鉄炭化物Fe3C相は、パーライトを構成する鉄炭化物Fe3Cと上記のようにして区別できる。本発明の焼結バルブガイド材において、Cuは焼結バルブガイド材の強度のため必須であり、また、銅相を形成して相手材バルブステムとのなじみ性を向上させるため必須であるが、Cu量が1質量に満たないと上記の効果が乏しいことから、1質量以上とする。その一方で、Cu量が4質量を超えると、鉄基地中に拡散するCu量が過多となって、焼結後の冷却過程で板状の鉄炭化物を得ることが難しくなる。これらのことから、焼結バルブガイド材におけるCu量を1~4質量とする。本発明の焼結バルブガイド材において、Cは上記の鉄炭化物相の形成および固体潤滑剤としての黒鉛相形成のため必須である。このため、Cは1.3以上とする。一方でCは黒鉛粉末の形態で付与されるが、原料粉末における黒鉛粉末の添加量が3.0質量を超えると、原料粉末の流動性の低下、充填性の低下、および圧縮性の低下が顕著となり、製造し難くなる。これらのことから、焼結バルブガイド材におけるC量を1.3~3.0質量とする。板状の鉄炭化物相の量は、少ないと耐摩耗性が低下するため、断面金属組織を観察したときの気孔を含む金属組織に対する面積比で3以上必要である。その一方で、板状の鉄炭化物相の量が過大となると、相手部材バルブステムに対する攻撃性が高まり相手部材の摩耗を生じさせたり、バルブガイドの強度の低下、バルブガイドの被削性の低下等の問題が生じることから、板状の鉄炭化物相の上限を25とする。なお、パーライトは微細な鉄炭化物とフェライトとの層状組織であり、本発明の板状の鉄炭化物相はパーライトの鉄炭化物を含まない。本発明の板状の鉄炭化物相は、断面金属組織において、画像解析ソフトウェア例えば三谷商事株式会社製WinROOF等によって、図2bに示すように、閾値を制御して濃い色の部分、すなわち鉄炭化物相のみ抽出し、その面積を解析することにより面積比を求めることができる。また、板状鉄炭化物は、上記の画像解析を行うと、前述のように倍率200倍の断面組織の視野において、いずれも面積率が0.05以上として識別される。したがって、画像解析において面積率が0.05以上の部分を積算しても求めることができる。そして、板状鉄炭化物においては、上記の断面面積比とした上で、倍率200倍の断面組織の視野において、面積率が0.15以上の大きな板状鉄炭化物が、板状鉄炭化物の3~50であると耐摩耗性の観点より好ましいことも既に述べた。銅相の量は、少ないと相手バルブステムに対する攻撃性が高まり相手バルブステム材の摩耗を生じさせることとなる。このため銅相の量は、気孔を含む断面金属組織を観察したときの金属組織に対する面積比で0.5以上とする。その一方で、銅相は、原料粉末に添加された銅粉末から形成されるが、銅相が過多、すなわち原料粉末中に添加される銅粉末の量が過多となると、鉄基地へのCuの拡散量が増加して板状の鉄炭化物相が得難くなる。このため、銅相の量は、気孔を含む断面金属組織を観察したときの金属組織に対する面積比で3.5以下とする。[第2の焼結バルブガイド材]上記の第1の焼結バルブガイド材においてSnを含有させて焼結バルブガイド材の強度を向上させたものが本発明の第2の焼結バルブガイド材である。この強度向上のため、追加で添加するSn量は、0.05質量以上とする。その一方で、Sn量が過大となると、後述するようにCu-Sn共晶液相の発生量が過多となって、Cuの鉄基地中への拡散も増加し、焼結後の冷却過程で板状の鉄炭化物を得ることが難しくなる。このためSn量の上限を0.5質量とする。第2の焼結バルブガイド材においては、Snの添加にともない第1の焼結バルブガイド材における銅相の一部もしくは全部にSnが固溶して、銅相と銅錫合金相、または銅錫合金相として分散する。また、これらの銅系相銅相と銅錫合金相、または銅錫合金相は、相手材とのなじみ性の点で、断面金属組織を観察したときの金属組織に対する面積比で、0.5以上とする。一方、断面金属組織を観察したときの金属組織に対する面積比で3.5を超えると、鉄基地へのCuの拡散量が増加して板状の鉄炭化物相が得難くくなる。このため、第2の焼結バルブガイド材においては、銅系相銅相と銅錫合金相、または銅錫合金相の量を断面金属組織を観察したときの金属組織に対する面積比で、0.5~3.5とする。[第1の焼結バルブガイド材の製造方法]上記の鉄基地中のCuの拡散を抑制し、Cu濃度の高い部分とCu濃度の低い部分が混在するCu濃度の不均一な基地として、基地のCu濃度の低い部分で板状の鉄炭化物Fe3Cを析出分散させた焼結バルブガイド材を得るにあたり、本発明の第1の焼結バルブガイド材の製造方法は、原料粉末として、鉄粉末に、銅粉末および黒鉛粉末を添加し混合した混合粉末を用いる場合、焼結時の加熱温度焼結温度をCuの融点1085°C未満としてCu液相の発生を無くし、鉄基地へのCuの拡散を固相拡散のみとして焼結を行うことを特徴とする。このとき、上記の加熱温度で拡散するCが過共析組成となる量以上の黒鉛粉末を原料粉末に与えておけば、黒鉛粉末の形態で添加されたCの一部は鉄基地オーステナイト中に均一に拡散して溶け込んだ状態となり、残った部分は固体潤滑剤として働く黒鉛相として残留する。このような状態から冷却すると、鉄基地のCu濃度の低い箇所では、鉄基地の焼入れ性改善の効果が小さくなり、連続冷却変態図のパーライトノーズの時間の遅い側への移行がわずかとなる結果、焼結後の冷却過程でオーステナイト中より析出する鉄炭化物Fe3Cが成長する時間が確保され、十分に成長でき、リンPを含有せずとも所望の形状の板状鉄炭化物Fe3Cを得ることができる。焼結は、従来から行われているように、非酸化性雰囲気中で行われるが、焼結時の加熱温度の上限は、銅の融点未満であればよいが、Cuの拡散を抑制するという観点から1070°Cとする。一方、Cuは焼結バルブガイド材の強度の改善に必須であり、鉄基地中へのCuの拡散があまりに乏しいと、焼結バルブガイド材の強度が乏しくなる。この観点より焼結時の加熱温度の下限を970°Cとする。上記の焼結時の加熱温度で焼結するにあたり、銅粉末の添加量は1~4質量とする。銅粉末の添加量が1質量に満たないと、焼結バルブガイド材の強度が乏しくなる。一方、銅粉末の添加量が4質量を超えると、鉄基地中に拡散するCu量が過多となって、焼結後の冷却過程で板状の鉄炭化物を得ることが難しくなる。これらのことから、原料粉末における銅粉末の添加量を1~4質量とする。また、上記の焼結時の加熱温度で焼結するにあたり、黒鉛粉末の添加量は、上記温度範囲で鉄基地に拡散したCが共析組成もしくは過共析組成となるとともに、添加した黒鉛粉末の一部が固体潤滑剤として残留するような量とする必要がある。このため、原料粉末における黒鉛粉末の添加量は1.3質量以上とする必要がある。その一方で、原料粉末における黒鉛粉末の添加量が3.0質量を超えると、原料粉末の流動性の低下、充填性の低下、および圧縮性の低下が顕著となり、製造し難くなる。これらのことから、原料粉末における黒鉛粉末の添加量を1.3~3.0質量とする。なお、上記のCu、C等の元素の拡散は、加熱温度の影響が最も大きく、加熱時間の影響は比較的小さいが、加熱時の保持時間があまりに短いと、これらの元素の拡散が充分に行われない虞があるため、加熱時の保持時間を10分以上とすることが好ましい。また、加熱時の保持時間をあまりに長くすると、Cuの拡散が進行し過ぎる虞があるため、加熱時の保持時間を90分以下とすることが好ましい。焼結後の冷却過程においては、加熱温度から室温までの冷却過程において、850°Cから600°Cに冷却する際に、この温度範囲での冷却速度を20°C/分以下とすると、析出した鉄炭化物が板状に成長し易くなるため好ましい。一方、冷却速度があまりに遅いと、冷却に要する時間が長くなって製造コストが増加することとなる。このためこの温度範囲での冷却速度を5°C/分以上に止めることが好ましい。また、焼結後の冷却過程においては、加熱温度から室温までの冷却過程において、850°Cから600°Cに冷却する際に、この温度範囲で一旦恒温保持して、析出する鉄炭化物を板状に成長させてから冷却してもよい。このときの恒温保持時間は10分以上とすることが好ましい。一方、恒温保持時間が過多となると、冷却に要する時間が長くなって製造コストが増加することとなる。このためこの温度範囲での恒温保持時間を90分以下に止めることが好ましい。以上のように、本発明の第1の焼結バルブガイド材の製造方法では、原料粉末の全体組成が、質量比で、C:1.3~3、Cu:1~4、および残部がFeと不可避不純物からなるよう、鉄粉末に、銅粉末および黒鉛粉末を添加し、混合する原料粉末調整工程を行う。次いで、成形型の円管状のキャビティに原料粉末調整工程で得られた原料粉末を充填し加圧圧縮して、該原料粉末を円管状の圧粉体に成形する。この成形工程は、焼結バルブガイドの製造工程として、従来から行われているものである。そして、成形工程で得られた圧粉体を、非酸化性雰囲気中で、加熱温度970~1070°Cで焼結する。[第2の焼結バルブガイド材の製造方法]上記の第1の焼結バルブガイド材の製造方法においては、Cuの拡散量を制御するため銅粉末を用いるとともに固相拡散により焼結を行うものであるが、鉄粉末どうしの拡散による接合も固相拡散のみとなるため、強度は、構造材料として用いられる鉄-銅-炭素系焼結材料に比して低いものとなる。そこで、第2の焼結バルブガイド材の製造方法は、特許文献1のように融点の低いSnを活用して液相焼結を図り、焼結バルブガイド材の強度を向上させたことを特徴とする。Snは、融点が232°Cであり、銅-錫合金は、Sn含有量によって液相発生温度が異なり、Sn含有量が多いものほど液相発生温度が低下するが、Sn含有量が15質量程度の銅錫合金でも798°Cで液相を発生する。錫粉末および/または銅錫合金粉末の形態で付与されたSnは、錫粉末を用いた場合には、焼結時の昇温過程でSn液相を発生する。Sn液相は毛細管力により原料粉末間の隙間に充填され一部で銅粉末を覆い、銅粉末の表面でCu-Sn共晶液相を発生する。また銅錫合金粉末を用いた場合には、焼結時の昇温過程で温度に応じてCu-Sn共晶液相を発生する。このCu-Sn液相は、毛細管力により原料粉末間の隙間に充填され、鉄粉末を濡れて覆い、鉄粉末どうしのネックの成長を促進することで、鉄粉末どうしの拡散接合を促進する。上記のSnによる焼結促進の効果を得るためには0.05質量以上のSnを必要とする。ただし、Sn量が過多となると、Cu-Sn共晶液相の発生量が過多となって、Cuの鉄基地中への拡散も増加することとなり、焼結後の冷却過程で板状の鉄炭化物を得ることが難しくなる。このためSn量の上限を0.5質量とする。Snを用いる場合、Cu-Sn液相による焼結促進の効果が得られることから、焼結時の加熱温度の下限は、上記の第1の焼結バルブガイド材の製造方法よりも低い950°Cで、所望のCuの拡散状態を得ることができる。一方、Cuの鉄基地中への拡散も増加するから、Cuの鉄基地中への拡散を抑制するため焼結時の加熱温度の上限は1050°Cとする必要がある。なお、銅錫合金粉末を用いる場合、上記の加熱温度950~1050°Cの範囲でCu-Sn共晶液相を発生させるためには、銅錫合金粉末としてSn量が8質量以上のもの共晶液相発生温度:900°Cを用いればよい。また、焼結時の加熱時間、冷却時の冷却速度、冷却時の恒温保持等の好ましい製造条件については、上記の第1の焼結バルブガイド材の場合と同様である。以上のように、本発明の第2の焼結バルブガイド材の製造方法では、原料粉末の全体組成が、質量比で、C:1.3~3、Cu:1~4、Sn:0.05~0.5、および残部がFeと不可避不純物からなるよう、鉄粉末に、黒鉛粉末と、銅粉末と錫粉末、銅錫合金粉末、および銅粉末と銅錫合金粉末のうちのいずれかを添加し、混合する原料粉末調整工程を行う。次いで、成形型の円管状のキャビティに原料粉末調整工程で得られた原料粉末を充填し加圧圧縮して、該原料粉末を円管状の圧粉体に成形する。この成形工程は、焼結バルブガイドの製造工程として、従来から行われているものである。そして、成形工程で得られた圧粉体を、非酸化性雰囲気中で、加熱温度950~1050°Cで焼結する。上記の第1の焼結バルブガイド材および第2の焼結バルブガイド材においては、特許第2680927号公報等のような従来から行われている手法により、被削性を改善することができる。すなわち、原料粉末に、硫化マンガン粉末、珪酸マグネシウム鉱物粉末、弗化カルシウム粉末から選択される少なくとも1種の粉末を原料粉末の2質量以下となるように添加して、成形、焼結することで、得られる焼結バルブガイド材の基地組織の粉末粒界および前記気孔中に、硫化マンガン粒子、珪酸マグネシウム系鉱物粒子、弗化カルシウム粒子のうちの少なくとも1種を、2質量以下分散させることにより、被削性を改善することができる。[第1実施例]鉄粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末を用意し、鉄粉末に表1に示す割合の銅粉末と、2質量の黒鉛粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、得られた原料粉末を、成形圧力650MPaで加圧圧縮して、外径11mm、内径6mm、長さ40mmの円管形状の圧粉体摩耗試験用、及び外径18mm、内径10mm、長さ10mmの円管形状の圧粉体圧環強さ試験用に成形し、得られた円管形状圧粉体をアンモニア分解ガス雰囲気中、加熱温度1000°C、保持時間を30分として焼結し、その後、冷却して試料01~10の焼結体試料を作製した。なお、加熱温度から常温までの冷却に際し、850°Cから600°Cまでの温度域の冷却速度は10°C/分とした。また、従来例として、Sn含有量が10質量で残部がCuの銅錫合金粉末、P含有量が20質量の鉄燐合金粉末を別途用意し、鉄粉末に、5質量の銅錫合金粉末、1.4質量の鉄燐合金粉末、2質量の黒鉛粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、この原料粉末についても上記の2種類の形状に成形を行い、上記の焼結条件の下で焼結を行って試料番号11の焼結体試料を作製した。この従来例は、特許文献1に記載の焼結バルブガイド材に相当するものである。これらの試料の全体組成を表1に併せて示す。上記で得られた焼結体試料について、摩耗試験を行ってバルブガイドの摩耗量とバルブステムの摩耗量を測定するとともに、圧環試験を行って圧環強さを測定した。また、断面金属組織の観察を行って、鉄炭化物相の面積比および銅相の面積比を測定した。摩耗試験は、固定された円管形状の焼結体試料の内径にバルブのバルブステムを挿通するとともに、バルブを鉛直方向に往復動するピストンの下端部に取り付けた摩耗試験機により行い、5MPaの横荷重をピストンに加えながら、500°Cの排気ガス雰囲気中で、ストローク速度3000回/分、ストローク長8mmの下でバルブを往復動させ、30時間の往復動の後、焼結体の内周面の摩耗量μmおよびバルブステム外周の摩耗量μmを測定した。圧環試験は、JISZ2507に規定する方法に従って行い、外径Dmm、壁厚emm、長さLmmの円管形状の焼結体試料を径方向に押圧し、押圧荷重を増加させて焼結体試料が破壊したときの最大荷重FNを測定して、下記1式により圧環強さKN/mm2を算出した。K=F×D-e/L×e2...1銅相の面積比の測定は、試料の断面を鏡面研磨した後、ナイタールで腐食し、その金属組織を顕微鏡観察するとともに、三谷商事株式会社製WinROOFによって画像解析してその面積を測定して面積比を測定した。鉄炭化物相の面積比の測定は、腐食液として村上試薬ヘキサシアノ鉄酸カリウム、水酸化カリウム各10質量水溶液を用いた以外は銅相の面積比の測定と同様に行った。なお、画像解析により識別される相の面積比は、視野に対して0.05以上のものである。これらの結果を表1に併せて示す。なお、表中、VGはバルブガイドの摩耗量、VSはバルブステムの摩耗量であり、合計はバルブガイドの摩耗量とバルブステムの摩耗量の合計値である。以下の検討においては、バルブガイドとして使用可能なレベルとして、圧環強さの目標値を約500MPa以上、摩耗量の目標値を合計摩耗量が75μm以下として評価を行った。表1の試料番号01~10の試料により、焼結バルブガイド材の全体組成におけるCu量の影響および原料粉末における銅粉末添加量の影響がわかる。Cu量銅粉末添加量が2.5質量以下の試料番号01~06の試料においては、金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比は、ほぼ一定であり、従来例試料番号11と同等の鉄炭化物相が析出分散している。しかしながら、Cu量銅粉末添加量が2.5質量を超えると、金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比が減少する傾向を示しており、Cu量が4.0質量の試料試料番号09では、板状の鉄炭化物相の面積比が約3まで減少し、Cu量が4.0質量を超える試料試料番号10では、鉄炭化物相の面積比が1まで低下している。銅相はCu量銅粉末添加量に比例して増加する傾向を示しており、Cu量銅粉末添加量が1.0質量の試料試料番号03では金属組織断面における銅相の面積比が0.5であり、Cu量銅粉末添加量が4.0質量の試料試料番号09では銅相の面積比が3.5まで増加し、Cu量銅粉末添加量が4.0質量を超える試料試料番号10では、銅相の面積比が4程度まで増加している。圧環強さは、Cu量銅粉末添加量が0質量の試料番号01の試料においては、Cuを含有しないため基地強度が低く、圧環強さが低い値を示しているが、Cu量銅粉末添加量が増加するにしたがい、Cuによる基地強化作用が増加するため、Cu量銅粉末添加量に比例して圧環強さが増加する傾向を示している。ここで、Cu量銅粉末添加量が1.0質量に満たない試料番号01、02の試料では圧環強さが低く、バルブガイドとしての使用に耐えないが、Cu銅粉末添加量量が1.0質量以上の試料試料番号03~10では、圧環強さが500MPa以上となり、バルブガイドとして十分使用できる強度が得られている。バルブステム摩耗量は、Cu量銅粉末添加量が0質量の試料番号01の試料においては、なじみ性を改善する銅相が存在しないことから、若干量摩耗しているが、Cu量銅粉末添加量が0.5質量の試料番号02の試料においては、銅相が分散することによりなじみ性が改善され、摩耗量が減少し、Cu量銅粉末添加量が1.0質量以上の試料番号03~10の試料においては、充分な量の銅相が分散することにより、バルブステム摩耗量が低く、一定の値となっている。バルブガイド摩耗量は、Cu量銅粉末添加量が0質量の試料番号01の試料においては、Cuを含有しないため基地強度が低く、このため摩耗量も大きい値となっており、合計摩耗量も大きい値となっている。一方、Cu量銅粉末添加量が0.5質量の試料番号02の試料においては、Cuの基地強化作用により、基地強度が向上し、バルブガイド摩耗量が低減し合計摩耗量も低減している。また、Cu量銅粉末添加量が1.0~2.5質量の試料番号03~06では、Cuによる基地強化作用が充分に得られるとともに、板状の鉄炭化物の析出量が多いことから、バルブガイド摩耗量は、従来例試料番号11と同等であり、ほぼ一定の低い値となっており、この結果合計摩耗量も従来例試料番号11と同等かつ、ほぼ一定の低い値となっている。しかしながら、Cu量銅粉末添加量が3.0~4.0質量の試料番号07~09の試料では、Cuによる基地強化作用よりも板状の鉄炭化物が減少することによる耐摩耗性低下が大きくなって、バルブガイド摩耗量が若干増加する傾向を示している。そしてCu量銅粉末添加量が4.0質量を超える試料番号10の試料においては、鉄炭化物が減少することによる耐摩耗性低下が顕著となり、バルブガイド摩耗量が増大して合計摩耗量が増大する傾向を示している。以上の結果より、Cu量銅粉末添加量は1.0~4.0質量の範囲で、特許文献1の焼結バルブガイド材とほぼ同等の耐摩耗性を示すとともに、この範囲でバルブガイドとして使用できる強度であることが確認された。また、上記範囲で金属組織断面における銅相の面積比は0.5~3.5であることが確認された。さらに、金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比は約3以上必要であることが確認された。[第2実施例]第1実施例で用いた鉄粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末を用いて、鉄粉末に、2質量の銅粉末と、表2に示す割合の黒鉛粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、得られた原料粉末を、第1実施例と同じ条件で成形、焼結して試料番号12~17の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表2に併せて示す。また、これらの試料について、第1実施例と同様にして摩耗試験、圧環試験を行うとともに、鉄炭化物相の面積比および銅相の面積比を測定した。この結果を表2に併せて示す。なお、表2には、黒鉛粉末の添加量が2質量の例として第1実施例の試料番号05の試料の値を併せて示した。表2の試料番号05、12~17の試料により、焼結バルブガイド材の全体組成におけるC量の影響および原料粉末における黒鉛粉末添加量の影響がわかる。C量黒鉛粉末添加量が1質量の試料番号12の試料においては基地に拡散するCが乏しく、板状の鉄炭化物相が析出しない。一方、C量黒鉛粉末添加量が1.3質量の試料番号13の試料においては、基地に拡散するCが十分となり、金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比が約3となっている。そして、C量黒鉛粉末添加量が増加するにしたがい、金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比は増加する傾向を示しており、C量黒鉛粉末添加量が3質量の試料番号16の試料では、板状の鉄炭化物相の面積比が約25、C量黒鉛粉末添加量が3質量を超える試料番号17の試料では、板状の鉄炭化物相の面積比が約28まで増加している。一方、銅相は、Cu量銅粉末添加量が一定であり、焼結条件が一定であることから、C量黒鉛粉末添加量によらず、金属組織断面における面積比が一定の値となっている。圧環強さは、基地中に板状の鉄炭化物相が析出しない試料番号12の試料が最も高く、C量黒鉛粉末添加量が増加して基地中に析出する鉄炭化物相の量が増加するに従い、低下する傾向を示している。ただし、C量黒鉛粉末添加量が3質量の試料試料番号16は、圧環強さは約500MPaであり、C量黒鉛粉末添加量が3質量までであれば、バルブガイドとして十分使用できる強度が得られている。C量黒鉛粉末添加量が1質量の試料番号12の試料においては、耐摩耗性の向上に寄与する鉄炭化物相が基地中に析出しないことから、バルブガイド摩耗量は大きい値となっている。一方、C量黒鉛粉末添加量が1.3質量の試料番号13の試料では、基地中に板状の鉄炭化物相が析出してバルブガイド摩耗量が低減されており、C量黒鉛粉末添加量が増加するにしたがい基地中に析出する板状の鉄炭化物相の量が増加して、板状の鉄炭化物相による耐摩耗性向上の効果によりバルブガイド摩耗量が低減されている。この傾向はC量黒鉛粉末添加量が2.5質量の試料番号15の試料まで認められる。しかしながら、C量黒鉛粉末添加量が3質量の試料番号16の試料においては、板状の鉄炭化物相が増加することにより焼結体試料の強度が低下することから、バルブガイド摩耗量は若干増加し、C量黒鉛粉末添加量が3質量を超える試料番号17の試料においては、バルブガイド摩耗量が増大している。バルブステム摩耗量は、C量黒鉛粉末添加量が増加するにしたがい基地中に析出する硬質な板状の鉄炭化物相の量が増加することから、C量黒鉛粉末添加量が増加するにしたがい増加する傾向を示している。これらの摩耗状況から、合計摩耗量は、C量黒鉛粉末添加量が1.3~3質量の範囲で低減されていることが確認された。以上の結果より、C量黒鉛粉末添加量は1.3~3質量の範囲で、特許文献1の焼結バルブガイド材とほぼ同等の耐摩耗性を示すとともに、この範囲でバルブガイドとして使用できる強度であることが確認された。また、上記範囲で金属組織断面における鉄炭化物相の面積比は3~25であることが確認された。[第3実施例]第1実施例で用いた鉄粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末を用いて、鉄粉末に、2質量の銅粉末と、2質量の黒鉛粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、得られた原料粉末を、第1実施例と同じ条件で成形し、焼結時の加熱温度を表3に示す温度に変更した以外は第1実施例と同じ条件で焼結して試料番号18~24の試料を作製した。これらの試料について、第1実施例と同様にして摩耗試験、圧環試験を行うとともに、鉄炭化物相の面積比および銅相の面積比を測定した。この結果を表3に併せて示す。なお、表3には、加熱温度1000°Cの例として第1実施例の試料番号05の試料の値を併せて示した。表3の試料番号05、18~24の試料により、焼結時の加熱温度の影響がわかる。金属組織断面における銅相の面積比は、焼結時の加熱温度が高くなるにしたがい、基地中へのCuの拡散量が増加することから銅相として残留する量が減少して低下する傾向を示し、Cuの融点1085°Cを超える加熱温度が1100°Cの試料試料番号24では、銅粉として添加したCuが全て基地中へ拡散して銅相はほとんど消失している。加熱温度が900°Cの試料試料番号18および加熱温度が950°Cの試料試料番号19では、焼結時の加熱温度が低く、Cの拡散が不充分となって板状の鉄炭化物相がほとんど析出しない。一方、加熱温度が970~1020°Cの試料試料番号20、05、21では十分なCの拡散が得られ、金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比が、従来例試料番号11とほぼ同等となっている。しかしながら、加熱温度が高くなると、基地に拡散するCu量が増加して板状の鉄炭化物相が形成され難くなることから、板状の鉄炭化物相の析出量が低下して金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比は減少する。そして、Cuの融点1085°Cを超える加熱温度が1100°Cの試料試料番号24では、Cuが基地中に均一に拡散した結果、大きな板状の鉄炭化物相として析出できず、ほとんどがパーライト状に析出して金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比が極めて少なくなっている。圧環強さは、焼結時の加熱温度が高くなるにしたがい、基地の強化に寄与するCuが基地に拡散する量が増加するため、増加する傾向を示している。しかしながら、加熱温度が950°Cの試料試料番号19では、Cuの拡散が不充分であるため、圧環強さは500MPaを下回っており、バルブガイドとして必要な強度が得られていない。一方、加熱温度が970°C以上の試料試料番号20、05、21~24では、基地へのCuの拡散量が増加する結果、500MPa以上の圧環強さが得られ、バルブガイドとして十分な強度が得られている。加熱温度が900°Cの試料試料番号18においては、Cの拡散が不充分で、耐摩耗性に寄与する板状の鉄炭化物相が析出しないことから、バルブガイド摩耗量は大きい値となっている。また、加熱温度が950°Cの試料試料番号19においても、未だCの拡散が不充分であり、若干の板状の鉄炭化物相の析出は生じるものの、その量が未だ不十分であるため、バルブガイド摩耗量は、未だ大きい値となっている。その一方で、加熱温度が970°Cの試料試料番号20においては、Cの拡散が十分に行われ、板状の鉄炭化物相の析出量が従来例試料番号11とほぼ同等となり、バルブガイド摩耗量が低減している。また、加熱温度が1000~1020°Cの試料試料番号05、21では上記の作用によりバルブガイド摩耗量がさらに低い値を示す。しかしながら、加熱温度が高くなるにしたがい、基地へのCuの拡散量も増加することから、加熱温度が1050~1070°Cの試料試料番号22、23では、加熱温度が高くなるにしたがい、析出する板状の鉄炭化物相の量が減少し、バルブガイド摩耗量が若干増加する傾向を示し、加熱温度が1070°Cを超える試料試料番号24においては、析出する板状の鉄炭化物相の量が著しく減少して耐摩耗性が低下し、バルブガイド摩耗量が増大している。バルブステム摩耗量は、加熱温度によらずほぼ一定となっている。このため、合計摩耗量は、加熱温度が970~1070°Cの範囲で低減されている。以上の結果より、焼結バルブガイド材を鉄-銅-炭素焼結合金で構成する場合、焼結時の加熱温度は、970~1070°Cの範囲で良好な耐摩耗性を示すとともに、この範囲でバルブガイドとして使用できる強度であることが確認された。[第4実施例]第1実施例で用いた鉄粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末と、従来例試料番号11の試料作製に使用した銅錫合金粉末Sn含有量が10質量で残部がCuに加えて、錫粉末を用意し、鉄粉末に、3質量の銅粉末と、2質量の黒鉛粉末と、表4に示す割合の錫粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、得られた原料粉末を、第1実施例と同じ条件で成形、焼結して試料番号25~34の試料を作製した。これらの試料の全体組成を表4に併せて示す。また、これらの試料について、第1実施例と同様にして摩耗試験、圧環試験を行うとともに、鉄炭化物相の面積比および銅合金相の面積比を測定した。この結果を表4に併せて示す。なお、表4には、錫粉末未添加の例として第1実施例の試料番号07の試料の値を併せて示した。表4の試料番号07、25~33の試料により、Snを含有させる場合のSn量の影響がわかる。また、試料番号30と試料番号34の試料によりSnの添加形態による比較ができる。Snを焼結バルブガイド材に含有させることにより、金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比および銅合金相の面積比は減少し、Sn量が増加するにしたがい、鉄炭化物相の面積比および銅合金相の面積比の減少の度合いが大きくなっている。これはSn量が増加するにしたがい焼結時に発生するCu-Sn液相の量が増加し、これにともない基地中へのCuの拡散量が増加することによるものと考えられる。そして、Sn量が0.5質量の試料試料番号32において、金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比は約5有しており、銅合金相の面積比は約0.5有しているが、Sn量が0.5質量を超える試料試料番号33においては、金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比は5未満、銅合金相の面積比は0.5未満にまで減少している。Snを含有する試料試料番号25~33は、Snを含有しない試料試料番号07に比して、圧環強さが増加しており、Sn量が増加するに従い圧環強さが増加する傾向が見られる。これは、Sn量が増加するにしたがい焼結時に発生するCu-Sn液相の量が増加し、これにともない基地中へのCuの拡散量が増加すること、および鉄粉末の表面をCu-Sn液相が濡れて覆うことにより鉄粉末どうしのネックの成長を促進することによるものと考えられる。しかしながら、Sn量が0.05質量に満たない試料試料番号25においては、圧環強さの向上の効果がわずかであり、Sn量が0.05以上の試料試料番号26~33において、圧環強さの向上の効果が顕著となっている。バルブガイド摩耗量は、Snを0.01~0.2質量含有する試料試料番号25~28は、Snを含有しない試料試料番号07とほぼ同程度であり、Sn量が0.3~0.5質量の範囲試料番号29~32で微増している。このようにSn量が増加して、上記のように板状の鉄炭化物相が減少する割に、バルブガイド摩耗量が微増程度であることは、鉄粉末どうしのネックの成長による強度向上の影響と考えられる。しかしながら、Sn量が0.5質量を超えた試料試料番号33では、板状の鉄炭化物相減少による耐摩耗性低下が顕著となり、バルブガイド摩耗量が急激に増加している。バルブステム摩耗量は、Sn量によらずほぼ一定となっている。このため、合計摩耗量は、Sn量が0.5質量以下の範囲で小さく、良好な耐摩耗性を示している。以上より、焼結バルブガイド材にSnを0.05質量以上含有させることにより、焼結バルブガイド材の強度を向上できるが、Sn量が0.5質量を超えると耐摩耗性が低下するため、Snを含有させる場合、Sn量を0.05~0.5質量とする必要があることが確認された。なお、Snの付与形態として錫粉末の形態で付与した試料試料番号30と、銅錫合金粉末の形態で付与した試料試料番号34は、金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比および銅合金相の面積比が同等であり、圧環強さおよび摩耗量も同等である。したがって、Snの付与形態は錫粉末、銅錫合金粉末いずれの形態であっても問題ないことが確認された。なお、試料番号34における銅錫合金粉末は、全体組成に対してCuを3.0質量、Snを0.33質量含有したものである。[第5実施例]第1実施例で用いた鉄粉末と黒鉛粉末、および第4実施例で用いた銅錫合金粉末を用いて、鉄粉末に、2質量の銅錫合金粉末と、2質量の黒鉛粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、得られた原料粉末を、第1実施例と同じ条件で成形し、焼結時の加熱温度を表5に示す温度に変更した以外は第1実施例と同じ条件で焼結して、全体組成が、質量比で、Cu:1.8、Sn:0.2、C:2.0質量および残部がFeおよび不可避不純物からなる、試料番号35~42の試料を作製した。これらの試料について、第1実施例と同様にして摩耗試験、圧環試験を行うとともに、板状の鉄炭化物相の面積比および銅合金相の面積比を測定した。この結果を表5に併せて示す。表5の試料番号35~42の試料により、焼結時の加熱温度の影響がわかる。金属組織断面における銅合金相の面積比は、焼結時の加熱温度が高くなるにしたがい、基地中へのCuの拡散量が増加することから銅合金相として残留する量が減少して低下する傾向を示している。加熱温度が900°Cの試料試料番号35では、焼結時の加熱温度が低く、Cの拡散が不充分となって鉄炭化物相がほとんど析出しない。一方、加熱温度が950°Cの試料試料番号36では十分なCの拡散が得られ、金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比が増加しており、加熱温度が970~1050°Cの試料試料番号37~40では、金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比が、従来例試料番号11とほぼ同等となっている。しかしながら、加熱温度が1050°Cを超えた試料試料番号41、42では、基地に拡散するCu量が増加して板状の鉄炭化物相が形成され難くなることから、鉄炭化物相の析出量が低下して金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比は減少している。圧環強さは、焼結時の加熱温度が高くなるに従い、基地の強化に寄与するCuが基地に拡散する量が増加するため、増加する傾向を示している。しかしながら、加熱温度が900°Cの試料試料番号35では、Cuの拡散が不充分であるため、圧環強さは500MPaを下回っており、バルブガイドとして必要な強度が得られていない。一方で、加熱温度が950°C以上の試料試料番号36~42では、基地へのCuの拡散量が増加する結果、500MPa以上の圧環強さが得られ、バルブガイドとして十分な強度が得られている。加熱温度が900°Cの試料試料番号35においては、Cの拡散が不充分で、耐摩耗性に寄与する鉄炭化物相が析出しないことから、バルブガイド摩耗量は大きい値となっている。一方、加熱温度が950°Cの試料試料番号36においては、Cの拡散が十分に行われ、板状の鉄炭化物相の面積比が11まで増加し、バルブガイド摩耗量が低減している。また、加熱温度が970~1020°Cの試料試料番号37~39では、板状の鉄炭化物相の面積比が、従来例試料番号11と同等まで増加した結果、バルブガイド摩耗量がさらに低い値を示す。しかしながら、加熱温度が高くなるにしたがい、基地へのCuの拡散量も増加することから、加熱温度が1050°Cの試料試料番号40では、析出する板状の鉄炭化物相の面積比が11程度まで減少してバルブガイド摩耗量が若干増加する傾向を示し、加熱温度が1050°Cを超える試料試料番号41、42においては、析出する鉄炭化物相の量が著しく減少して耐摩耗性が低下し、バルブガイド摩耗量が増大している。バルブステム摩耗量は、加熱温度によらずほぼ一定となっている。このため、合計摩耗量は、加熱温度が950~1050°Cの範囲で低減されている。以上の結果より、Snを用いる場合、焼結時の加熱温度は、950~1050°Cの範囲で良好な耐摩耗性を示すとともに、この範囲でバルブガイドとして使用できる強度であることが確認された。[第6実施例]第1実施例で用いた鉄粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末を用いて、鉄粉末に、2質量の銅粉末と、2質量の黒鉛粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、得られた原料粉末を、第1実施例と同じ条件で成形、焼結し、加熱温度から常温まで冷却する際に、850°Cから600°Cまで冷却する際に、その温度域での冷却速度を表6に示す冷却速度に変更して試料番号43~47の試料を作製した。これらの試料について、第1実施例と同様にして摩耗試験、圧環試験を行うとともに、板状の鉄炭化物相の面積比および銅相の面積比を測定した。この結果を表6に併せて示す。なお、表6には、上記温度域における冷却速度が10°C/分の例として第1実施例の試料番号05の試料の値を併せて示した。850°Cから600°Cまで冷却する際のその温度域における冷却速度が遅いほど金属組織断面における鉄炭化物の面積比は増加し、冷却速度が速いほど鉄炭化物の面積比が減少する傾向がある。すなわち、常温で過飽和なCが、焼結時の加熱温度域ではオーステナイト中に溶け込んでいるが、この温度域において過飽和なCが鉄炭化物Fe3Cとして析出する。この温度域をゆっくり通過すれば析出した鉄炭化物が成長して鉄炭化物相の量が増加し、この温度域を素早く通過すれば析出した鉄炭化物が成長する時間がなく、微細な鉄炭化物が分散するパーライト組織の割合が多くなって鉄炭化物相の量が減少する。ここで、850°Cから600°Cまで冷却する際のその温度域における冷却速度が25°C/分まで早くなると、金属組織断面における鉄炭化物相の面積比が約5となり、それより早くなると鉄炭化物相の面積比が5を下回る。一方、銅相は過飽和なCuが析出して分散するものではなく、未拡散の銅粉末が銅相として残留することから、金属組織断面における銅相の面積比は、冷却速度によらず一定の値となる。圧環強さは、850°Cから600°Cまで冷却する際のその温度域における冷却速度が早いほど、微細な鉄炭化物が増加して板状の鉄炭化物相の量が減少することから、増加する傾向を示す。また、バルブガイド摩耗量は、850°Cから600°Cまで冷却する際のその温度域における冷却速度が早いほど、耐摩耗性に寄与する鉄炭化物相の量が減少することから微増する傾向を示し、850°Cから600°Cまで冷却する際のその温度域における冷却速度が25°C/分を超えて早くなると、鉄炭化物相の面積比が5を下回り、バルブガイド摩耗量は急激に増加している。以上の結果より、850°Cから600°Cまで冷却する際のその温度域における冷却速度を制御することにより、板状の鉄炭化物相の量を調整することができ、850°Cから600°Cまで冷却する際のその温度域における冷却速度を25°C分以下とすることで、金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比を5以上として、耐摩耗性を良好なものとすることができることが確認された。なお、850°Cから600°Cまで冷却する際のその温度域における冷却速度をあまりに遅くすると、加熱温度から室温までの冷却時間が長くなり、その分製造コストが増加することとなるため、850°Cから600°Cまで冷却する際のその温度域における冷却速度は5°C/分以上とすることが好ましい。[第7実施例]第1実施例で用いた鉄粉末と、銅粉末と、黒鉛粉末を用いて、鉄粉末に、2質量の銅粉末と、2質量の黒鉛粉末を添加、混合して原料粉末を調整し、得られた原料粉末を、第1実施例と同じ条件で成形、焼結し、加熱温度から常温まで冷却する際に、850°Cから780°Cまでの温度域の冷却速度を30°C/分とし、780°Cで表7に示す時間一旦恒温保持し、その後780°Cから600°Cまでの冷却速度を30°C/分として冷却して試料番号48~51の試料を作製した。これらの試料について、第1実施例と同様にして摩耗試験、圧環試験を行うとともに、板状の鉄炭化物相の面積比および銅相の面積比を測定した。この結果を表7に併せて示す。なお、表7には、この温度域の冷却速度が30°C/分で、恒温保持しない例として第6実施例の試料番号47の試料の値を併せて示した。加熱温度から常温まで冷却する際に、850°Cから600°Cの温度域において、恒温保持した試料試料番号48~51では、第6実施例において金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比が5を下回る冷却速度の場合においても、板状の鉄炭化物相の面積比を5以上に増加させることができることがわかる。また、恒温保持時間が長くなるにしたがい、板状の鉄炭化物の面積比が増加することがわかる。すなわち、オーステナイト中に過飽和に溶け込んだCが鉄炭化物として析出する温度域で恒温保持することにより、析出した鉄炭化物が成長できる時間を与えることにより、板状の鉄炭化物相の面積比を増加させることができ、この温度域での恒温保持時間が長くなれば、その分、板状の鉄炭化物の面積比を増加させることができる。したがって、この温度域で恒温保持する場合は、恒温保持する間に板状の鉄炭化物相が成長するため、恒温保持温度前後の冷却速度を速くしても問題とはならない。一方、銅相は過飽和なCuが析出して分散するものではなく、未拡散の銅粉末が銅相として残留することから、金属組織断面における銅相の面積比は、恒温保持時間によらず一定の値となる。850°Cから600°Cの温度域における恒温保持時間が短いほど板状の鉄炭化物が成長する時間が少なく板状の鉄炭化物相の面積比が減少し、恒温保持時間が長いほど鉄炭化物が成長する時間が長く板状の鉄炭化物相の面積比が増加することから、圧環強さは、恒温保持時間が長くなるにしたがい低下する傾向を示している。また、バルブガイド摩耗量は、850°Cから600°Cの温度域における恒温保持時間が長いほど、耐摩耗性に寄与する板状の鉄炭化物相の量が増加することから恒温保持時間にしたがって低下する傾向を示している。以上の結果より、850°Cから600°Cの温度域において恒温保持することにより、板状の鉄炭化物相の量を調整することができ、恒温保持する場合に保持時間を10分以上とすることで、金属組織断面における板状の鉄炭化物相の面積比を5以上として、耐摩耗性を良好なものとすることができることが確認された。なお、恒温保持時間をあまりに長くすると、加熱温度から室温までの冷却時間が長くなり、その分製造コストが増加することとなるため、恒温保持時間は90分以下とすることが好ましい。