質量で、C:0.06~0.14、Si:0.2~0.9、Mn:1.0~3.0、Cu:0.05~1.0、Ni:0.05~1.5、Mo:0.04~0.50、Nb:0.005~0.08、Ti:0.005~0.04およびsol.Al:0.005~0.100を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、不純物としてのP、S、NおよびOがそれぞれP:0.02以下、S:0.005以下、N:0.010以下およびO:0.005以下である化学組成を有する鋼材であり、ミクロ組織が体積で5~30のフェライトおよび3~20の島状マルテンサイトと残部は主としてベイナイトからなり、時効前の降伏比が0.72以下で、かつ引張強度が760MPa以上であることを特徴とするラインパイプ用鋼材。さらに質量で、Cr:1.0以下、V:0.5以下およびB:0.01以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする、請求項1に記載のラインパイプ用鋼材。さらに質量で、Ca:0.01以下、REM:0.02以下およびMg:0.008以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする、請求項1または請求項2に記載のラインパイプ用鋼材。さらに質量で、Sn:0.5以下を含有することを特徴とする、請求項1から3までのいずれかに記載のラインパイプ用鋼材。特許文献1で開示された鋼材は耐歪時効特性に優れるとされているが、この鋼材は歪時効に伴うU.Elの低下を抑制しているに過ぎない。変形性能の向上は、低いYRと高いU.Elを有している必要がある。したがって、この方法によって得られる鋼材は、歪時効後において良好な変形能を有さない場合がある。特許文献2で開示された鋼管は、時効処理前後の降伏強度の変化を小さくするものであり、YRの低下など変形能の改善を狙ったものではない。このため、特許文献2で開示された製造方法によって得られた鋼板が、歪時効後において、良好な変形能を有さない場合がある。また、特許文献2で開示された鋼管のミクロ組織は、ベイナイトまたはベイナイトとマルテンサイトからなる組織であり、フェライト組織の生成を許容していない。そこで、本発明は、ラインパイプの素材として好適な、特に歪時効後において引張強度が760MPa以上で、変形能に優れるラインパイプ用鋼材を提供することを目的とする。本発明者らは、上記の課題を解決するために、種々の検討を行った。その結果、次のa~hに示す知見を得た。a歪時効後の高い変形性能、すなわち低YRおよび高U.Elを両立するためには、それぞれの特性に有利なミクロ組織を有する複合組織とすればよい。bミクロ組織は、実質的にフェライト、島状マルテンサイト以下、MAという。およびベイナイトからなる複合組織とする。cフェライトおよびMAは、低YR化および高U.El化の双方に有効である。これらの占有体積率が大きいほど低YRで、高U.Elとなる。d図1に示すように、フェライト占有体積率の増加は、変形性能の向上に有利である。その一方でフェライト占有体積率の増加は強度の向上には不利であることから、一定体積率以下とする必要がある。したがって高い強度および変形性能を両立するためには、フェライト占有体積率の調整が必要不可欠となる。eMA占有体積率の増加も変形性能の向上に有利であり、さらに強度向上にも有利であるが、MA占有体積率を過剰に増加させてもこれらの特性向上は飽和し、逆に母材靭性の低下を引き起こす。したがって、MA占有体積率は、靭性の観点から一定体積率以下とする必要がある。fフェライト占有体積率の増加による強度不足は、組成の調整および組織の一部をベイナイトとすることで補強する。g耐歪時効特性に有害な固溶Nを失くすためにはTiを添加することが有効である。h歪時効後の高変形能を実現するためには、歪時効前のYRを一定の値以下とする必要がある。本発明は上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものであり、その要旨は、次の1~3の通りである。1質量で、C:0.06~0.14、Si:0.2~0.9、Mn:1.0~3.0、Cu:0.05~1.0、Ni:0.05~1.5、Mo:0.04~0.50、Nb:0.005~0.08、Ti:0.005~0.04およびsol.Al:0.005~0.100を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、不純物としてのP、S、NおよびOがそれぞれP:0.02以下、S:0.005以下、N:0.010以下およびO:0.005以下である化学組成を有する鋼材であり、ミクロ組織が体積で5~30のフェライトおよび3~20の島状マルテンサイトと残部は主としてベイナイトからなり、時効前のYRが0.72以下で、かつ引張強度が760MPa以上であることを特徴とするラインパイプ用鋼材。2さらに質量で、Cr:1.0以下、V:0.5以下およびB:0.01以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする、上記1に記載のラインパイプ用鋼材。3さらに質量で、Ca:0.01以下、REM:0.02以下およびMg:0.008以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする、上記1または2に記載のラインパイプ用鋼材。4さらに質量で、Sn:0.5以下を含有することを特徴とする、上記1~3のいずれかに記載のラインパイプ用鋼材。本発明のラインパイプ用鋼材によれば、歪時効後の変形性能に優れるとともに、引張強度が760MPa以上という高強度であるラインパイプ鋼材を製造することができる。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。Aミクロ組織について本発明に係るラインパイプ用鋼材は、ミクロ組織をフェライト、MAおよびベイナイトの複合組織とし、しかも組織の構成比を最適化することで、高強度で歪時効後の高い変形性能、すなわち低YRで、かつ高U.Elの鋼板を製造することが可能となる。フェライト組織:5~30体積フェライト占有体積率の増加は、低YR化および高U.El化に有効である。しかし、フェライト占有体積率の増加は、強度の低下を招くため、フェライト占有体積率は30以下とした。一方、フェライト占有体積率が、5未満では上記の特性を達成するには不十分である。よってフェライト占有体積率は、5~30とした。好ましい下限は、10である。MA組織:3~20体積MA占有体積率の増加は、引張強度を増加させ、低YRおよび高U.El化に有効である。MAの占有体積率が3未満では上記の特性を達成するには不十分である。また20を超えると変形性能の向上は飽和し、さらに母材靱性を劣化させる。よってMA占有体積率は、3~20とした。好ましい下限は5であり、好ましい上限は15である。ベイナイト組織:主たる残部ベイナイトは、フェライト占有体積率の増加による強度低下を補償するものである。よって、残部組織は主にベイナイトとする。その占有体積率は、50以上が好ましい。本発明に係るラインパイプ用鋼材には、フェライト、MAおよびベイナイトのほかに、パーライトおよび/またはセメンタイトなどの異なるミクロ組織が存在していてもよい。フェライト、MAおよびベイナイト以外の組織が存在する場合は、強度と変形能の両立が困難になる。このため、フェライト、MAおよびベイナイト以外の組織の占有体積率は、少ないほど好ましく、それらの占有体積率の上限は、3とするのが好ましい。B化学組成について化学組成における各元素の含有量のは質量を意味する。C:0.06~0.14Cは、鋼材の強度を高めるために必要な元素である。760MPa以上の引張強度を安定して得るために、Cは0.06以上の含有量とする必要がある。またCはSiとの相互作用によりMA生成を促進させる効果がある。一方、Cの含有量が大きくなり過ぎると、母材の靭性および溶接性、さらにはその溶接熱影響部以下、HAZという。の靭性が低下するだけでなく、耐歪時効特性の劣化が生ずる。したがって、Cの含有量を0.06以上0.14以下とした。Cは0.07を超えて含有させるのが好ましい。また、C含有量の好ましい上限は0.12である。Si:0.2~0.9Siは、セメンタイトの析出を抑制し、MAの生成を促進させる効果があり、歪時効前後で良好な変形性能、すなわち低YRおよび高U.Elを得るのに効果がある。これらの効果を確実に得るために、Siを0.2以上含有させる。しかしながら、Siの含有量が大きくなりすぎると、母材およびHAZの靱性の悪化が著しくなる。したがって、Siの含有量を0.2~0.9とした。Siは0.3を超えて含有させるのが好ましく、さらに0.5を超えて含有させるのが好ましい。また、Si含有量の好ましい上限は0.8であり、より好ましい上限は0.75である。Mn:1.0~3.0Mnは、鋼材の強度を高める作用を有する。この効果を充分に得るためにMnを1.0以上含有させる。一方、その含有量が過大となると溶接割れが起こりやすくなる。また、Mn含有量が大きい場合には本発明が狙いとする良好な変形特性、すなわち、低YRおよび高U.Elを得ることが難しくなる。したがって、Mnの含有量を1.0~3.0とした。Mn含有量の好ましい下限は1.2であり、より好ましい下限は1.5である。また、Mn含有量の好ましい上限は2.5であり、より好ましい上限は2.0である。Cu:0.05~1.0Cuは、鋼材の強度を向上させる効果を有するので、0.05以上含有させる。しかしながら、その含有量が大きいと、鋼材の表面性状や靱性が顕著に悪化する。このため、Cuの含有量を0.05~1.0とした。Cu含有量の好ましい下限は0.1である。また、好ましい上限は0.6である。さらにCuの含有量は下限を0.2とするのが好ましく、上限を0.5とすることがより好ましい。Ni:0.05~1.5Niは、鋼材の強度を向上させる作用があり、また、靱性を改善する作用もある。これらの効果を発揮させるために、Niを0.05以上含有させる必要がある。しかしながら、Niの含有量が1.5を超えると、コストアップに見合う効果が得られない。このため、Niの含有量を0.05~1.5とした。Ni含有量の好ましい下限は0.1である。また、好ましい上限は1.0である。さらにNiの含有量は下限を0.2とするのが好ましく、上限を0.6とすることがより好ましい。Mo:0.04~0.50Moは、鋼材の強度を向上させる効果を有し、さらにMA生成を促進するので、0.04以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過大であると、歪時効による降伏強度の増加が大きくなり、変形特性が損なわれる。また、HAZの靱性悪化および溶接割れが発生し易くなる。そのため、Moの含有量を0.04~0.50とした。Mo含有量の好ましい下限は0.05である。また、好ましい上限は0.20である。さらにMoの含有量は下限を0.07とするのが好ましく、上限を0.13とすることがより好ましい。Nb:0.005~0.08Nbは、鋼材の強度を向上させる効果を有するとともに、適切な圧延条件と組合せることにより、母材靱性を高める作用もある。このため、Nbは、0.005以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が大き過ぎると、母材とHAZの靱性が悪化する。したがって、Nbの含有量を0.005~0.08とした。好ましい下限は0.01である。また、好ましい上限は0.06である。さらにNbの含有量は下限を0.02とするのが好ましく、上限を0.05とすることがより好ましい。Ti:0.005~0.04Tiは、耐歪時効特性に有害な元素のNと共に析出物TiNを形成し、N原子を安定化させ、耐歪時効特性を大幅に向上させるだけでなく、母材およびHAZの組織を微細化させて高強度鋼の母材とHAZの低温靭性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が0.005未満では前記の効果が得られず、逆に0.04を超えて含有させると母材およびHAZの靭性が悪化する。よって、Ti含有量は0.005~0.04とした。好ましい下限は0.01であり、好ましい上限は0.03である。さらにTiとNの含有量の比Ti/Nを4.0以上とすることが好ましい。sol.Al:0.005~0.100Alは、脱酸作用を有する元素であり、またU.Elの改善にも効果があるため、sol.Al酸可溶Alとして0.005以上含有させる。しかしながら、sol.Alの含有量が大きくなり過ぎると、HAZの靱性が悪化する。したがって、sol.Alの含有量を0.005~0.100とした。なお、sol.Alの含有量は下限を0.010とし、上限を0.060とすることが好ましい。また、本発明に係る鋼材の残部の主成分はFeであるが、製造工程の種々の要因により他の成分が含まれることにより、鋼材の特性が悪化する可能性がある。そこで、目標とする良好な性能を確保するため、特に不純物中に含まれる下記の成分の含有量を制御する。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。P:0.02以下Pは、靱性悪化の原因となる元素で、その含有量が多くなり、特に、0.02を超えると、靱性の悪化が著しくなり易い。したがって、Pの含有量を0.02以下とした。なお、Pの含有量は少ないほうがよく、0.01以下とすることが好ましい。S:0.005以下Sは、含有量が多くなると延性または靱性に有害な介在物を多く生成する。特に、0.005を超えると、介在物が多くなって延性の低下や靱性の悪化が著しくなる。したがって、Sの含有量を0.005以下とした。なお、Sの含有量は少ないほうがよく、0.003以下とすることが好ましい。N:0.010以下Nは、耐歪時効特性に極めて有害な不純物元素であり、その含有量が0.010を超えると、母材およびその溶接部の靭性低下が著しくなるだけでなく、他の耐歪時効特性向上対策を講じても良好な耐歪時効特性が得られなくなる。よって、N含有量は0.010以下とした。なお、N含有量は低ければ低いほど望ましく、好ましい上限は0.005である。O:0.005以下Oは、含有量が微量であればフェライト生成核となる酸化物の生成に有効である場合があるものの、上記のNと同様に、耐歪時効特性に極めて有害な不純物元素であり、その含有量が多くなると母材およびその溶接部の靭性低下が著しくなるだけでなく、他の耐歪時効特性向上対策を講じても良好な耐歪時効特性が得られなくなる。したがって、Oの含有量を0.005以下とした。なお、O含有量は低ければ低いほど望ましく、好ましい上限は0.0020、より好ましい上限は0.0015である。本発明に係る鋼材には、必要に応じて、下記の元素から選択される1種以上を含有させても良い。Cr:1.0以下Crは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるので、含有させてもよい。ただし、Cr含有量が過剰な場合、溶接割れが起こりやすくなる。したがって、Crを含有させる場合には、その含有量を1.0以下とする。Crの含有量は0.5以下とするのが好ましい。上記の効果が顕著となるのは、Crを0.04以上含有させた場合である。Crの含有量の好ましい下限は0.08である。V:0.5以下Vは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるので、含有させてもよい。ただし、その含有量が過剰な場合、延性および靱性が悪化するおそれがある。したがって、Vを含有させる場合には、その含有量を0.5以下とする。上記の効果が顕著となるのは、0.004以上含有させた場合である。V含有量の好ましい下限は0.008である。B:0.01以下Bは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるので、含有させてもよい。ただし、その含有量が過剰な場合、延性および靱性が悪化するおそれがある。したがって、Bを含有させる場合には、その含有量を0.01以下とする。B含有量は0.002以下とするのが好ましい。上記の効果が顕著となるのは、Bを0.0004以上含有させた場合である。B含有量の好ましい下限は0.0008である。Ca:0.01以下、REM:0.02以下CaおよびREMは、硫化物特にMnSの形態を制御し、低温靱性を向上させるのに有効な元素であるので、含有させてもよい。ただし、含有量が過剰な場合、CaおよびREMを含む介在物が粗大化し、クラスター化することがあり、鋼材の清浄度を害し、溶接性にも悪影響を及ぼすことがある。このため、CaおよびREMの1種以上を含有させる場合には、その含有量をそれぞれ、0.01以下および0.02以下とする。特に溶接性の観点よりCaの含有量の上限は0.006にすることが好ましい。上記の効果を得るためには、Caは0.0005以上、REMは0.001以上含有させるのが好ましい。なお、REMは、Sc、Yおよびランタノイドの合計17元素の総称であり、これらの元素から選択される1種以上を含有させることができる。REMの含有量は上記元素の合計量を意味する。Mg:0.008以下Mgは、微細に分散した酸化物を形成し、HAZの粒径の粗大化を抑制して低温靭性を向上させる効果を発揮する。この効果を得るためにMgを含有させてもよい。ただし、Mgを0.008を超えて含有させると、粗大な酸化物を生成し靭性を劣化させることがある。このため、Mgを含有させる場合には、その含有量を0.008以下とする。上記の効果を得るためには、Mgを0.0005以上含有させるのが好ましい。Sn:0.50以下Snは、Sn2となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する。また、Snは、Fe3を速やかに還元させ、酸化剤としてのFe3濃度を低減する作用を有することにより、Fe3の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させる。さらに、Snには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。この効果を得るためにSnを含有させてもよい。ただし、Snを0.50を超えて含有させても、上記の効果は飽和する。このため、Snを含有させる場合には、その含有量を0.50以下とする。上記の効果を得るためには、Snを0.03以上含有させることが好ましい。Snの含有量の好ましい下限は0.05であり、好ましい上限は0.30である。なお、鋼中にSnとCuを同時に含有する場合、鋼板製造する際に圧延割れが発生しやすくなる。これを防止するために、Snを含有させる場合には、Cu含有量を0.2未満に、かつCu含有量の比Cu/Sn比を1.0以下とすることが好ましい。CYRについて歪時効後の高変形能を実現するためには時効前のYRを低くする必要がある。歪時効によるYRの上昇はミクロ組織に大きく依存し、低YR化は特に耐座屈性能の向上に効果を発揮する。歪時効後のYRは歪時効前のYRが低いほど低くなるため、歪時効前の低YR化を実現することが必要である。具体的には、時効前のYRを0.72以下とする。時効前のYRを0.72以下とすることによって安定的に時効後の高い変形能を確保できる。一方、時効前のYRが0.72を超える場合、成分製造条件ミクロ組織によっては、時効後の高い変形能を達成することができなくなる。D製造条件について本発明に係るラインパイプ用鋼材の製造方法には制約はないが、例えば下記の方法を採用できる。圧延前の加熱温度は、850°C以上とするのが好ましい。このような温度にスラブを加熱することによって鋼材の熱間圧延が容易となる。圧延前の加熱温度は、950°C以上とするのがより好ましい。但し、スラブの加熱温度が高すぎると、オーステナイト結晶粒が粗大化して低温靱性が劣化することがある。したがって、加熱温度は1200°C以下とするのが望ましい。また、加熱温度は1100°C以下とするのがより望ましい。圧延は、900°C以下の温度域における合計圧下率が50以上となる条件で行うことが好ましい。また、圧延仕上温度は、850~700°Cとすることが望ましい。900°C以下の温度域における合計圧下率を50以上とすることによって、オーステナイトに残留歪を確実に与えることができ、良好な靱性を確保することが容易になる。900°C以下の温度域における合計圧下率は75以上であればより好ましい。ここで、900°C以下の温度域における合計圧下率とは、{900°Cに達した時点の厚さ-最終厚さ}/900°Cに達した時点の厚さ×100を意味する。さらに、圧延仕上温度を850~700°Cとすることによって、良好な強度および靱性がより確実に得られる。圧延仕上温度が700°C未満の場合には、鋼板の強度が不足することがあり、一方、850°Cを超える場合には良好な靱性の確保が難しくなることがある。圧延仕上温度は、730°C以上であることがより好ましい。また、圧延仕上温度は800°C以下であることがより好ましい。圧延後の加速冷却単に冷却ともいう。は、冷却開始温度を850~700°Cとすることが好ましい。圧延後の加速冷却は、所定の引張強度を得るために行うものである。冷却開始温度が700°C未満では、この効果が小さくなることがある。また、冷却開始温度が850°Cを超えると、良好な靱性が得られない場合がある。冷却開始温度の上限は、800°Cとするのがより好ましい。下限は、750°Cとするのがより好ましい。圧延後の加速冷却は、冷却速度を10°C/s以上とすることが好ましい。冷却速度が10°C/s未満では、所定の引張強度を確保するのが難しい場合がある。所定の引張強度をより確実に得るためには、冷却速度を20°C/s以上とするのが好ましい。鋼板の良好な延性を確保するためには、冷却速度を70°C/s以下とするのが好ましい。なお、上述の各温度は、被圧延材の表面部における平均温度を指し、冷却速度は、冷却の開始時と停止時における当該材の表面部の温度差を冷却時間で除した値を指す。ここで、冷却停止時における温度とは、復熱後の最大到達温度を意味する。ただし、冷却停止温度が200°C未満の場合には、当該材の板厚方向1/4巾方向1/2、かつ長さ方向1/2の位置における温度を用いて、冷却の開始から200°Cまでの冷却速度を算出するものとする。圧延後の加速冷却は、良好な変形能を確保するため、冷却停止温度は400°C以下とする必要がある。また、冷却停止温度を400°C以下とすることによって、低YRを得ることも容易になる。なお、水素割れの発生を抑止するためには、冷却停止温度は200°C以上とするのが好ましい。また、冷却停止後は、放冷または徐冷することが好ましい。本発明で製造された鋼板を管状に成形し、突合せ部を接合し、必要に応じて、拡管および防食のためのコーティングを施すことによって、ラインパイプを製造することができる。以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。表1に示す化学組成を有する厚さが140mmの鋼片を用いて、表2に示す製造条件で加熱、圧延および加速冷却水冷を行い、厚さ19mmの鋼板を得た。なお、表2に示した各温度は、放射温度計を用いて測定した、5パス目、11パス目および13パス目の入側における被圧延材の表面温度である。また、各パス出側の鋼板の厚さは、いずれも1パス目:130mm、2パス目:110mm、3パス目:92mm、4パス目:76mm、5パス目:64mm、6パス目:54mm、7パス目:45mm、8パス目:38mm、9パス目:32mm、10パス目:27mm、11パス目:23mm、12パス目:21mm、13パス目:19mmとした。得られた各鋼板について、引張特性および衝撃特性を調査した。引張特性は、平行部の直径が8.5mm、標点距離42.5mmの丸棒引張試験片を、板厚中央部から圧延方向に対して平行に採取し、室温で引張試験を実施して調査した。具体的には、0.5耐力、引張強度、一様伸び、全伸びおよび絞りを求め、これらの結果から、YR0.5耐力/引張強度を算出した。引張試験片に0.5の引張予歪公称歪を与えた後、ソルトバスにて250°Cで5分間の熱処理を行い、時効後の引張特性を同様に調査した。本条件は、通常の製管、コーティングによる歪時効条件よりも厳しいすなわち、歪時効の程度が大きく、変形性能が損なわれやすい条件である。衝撃特性は、JISZ22422005に記載のVノッチ試験片を板厚中央部から圧延方向に対して垂直に採取して、シャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度および-80°Cでの吸収エネルギーを求めた。フェライト占有体積率は、圧延方向に平行な板厚断面のミクロ組織をナイタールで現出し、光学顕微鏡を用いて500倍で板厚中央部を観察し、画像解析を行った。MA占有体積率は、圧延方向に平行な板厚断面をレペラ腐食によりMAを現出し、光学顕微鏡を用いて1000倍で板厚中央部を観察し、画像解析を行った。上記の各試験結果を表3に示す。得られた各鋼板の歪時効前後における変形能は、YRおよびU.Elを基準として評価した。表3に示すように、本発明の規定を満たすNo.1~10および15~22は、フェライト占有体積率が5~30、MA占有体積率が3~20であるため、時効前のYRが0.72以下、U.Elが9以上、および時効後のYRが0.88以下、U.Elが7以上の高変形能を備えており、引張強度が歪時効前後で760MPa以上の強度を有する。No.13および14は、本発明で規定される成分の条件を満たしていないため、高い変形能が得られていない。No.11は冷却停止温度が400°C以上となっており、ミクロ組織において本発明で規定するフェライトおよびMAの占有体積率を満たしていないため、高い強度および変形能が得られていない。No.12は、加速冷却を使用していておらず冷却速度が非常に遅いため、フェライト占有体積率が上限を超え、また硬質のベイナイト組織が得られていない。そのため、降伏比は低いが、760MPa以上の高い引張強度が得られていない。