Mg0.3~2.0mass、以下同じ、Si0.3~2.5を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる組成を有し溶体化処理されたAl-Mg-Si系合金板であって、すべての結晶方位の結晶粒総面積に対して{432}面が板面と平行から9.0°以内の範囲にある結晶粒の面積比が0.15以上であり、{111}<112>、{332}<113>、{221}<114>および{221}<122>からなる方位の方位分布関数のうち最も高いものをαとし、{001}<100>および{001}<110>の方位分布関数の高い方をβとした時にα/βが2.0以上であり、平均ランクフォード値が0.9以上であることを特徴とする、高成形性Al-Mg-Si系合金板。請求項1に記載のAl-Mg-Si系合金板において、前記Al-Mg-Si系合金が、Mg0.3~2.0、Si0.3~2.5を含有し、さらにCu0.05~1.5、Mn0.01~0.8、Cr0.01~0.3、Zr0.01~0.2、V0.01~0.2のうちの1種または2種以上を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、高成形性Al-Mg-Si系合金板。Mg0.3~2.0、Si0.3~2.5を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる鋳塊に、150°C以上でしかも非再結晶温度域内にある温度において、50を越える圧下率で粗圧延を行ない、さらに150°C以上でしかも非再結晶温度域内にある温度において、ロール周速比が1.2~4.0の範囲内の異周速圧延を、50を越える圧下率で行なって最終板厚とし、その後溶体化処理を行ない、平均ランクフォード値が0.9以上のアルミニウム合金板を得ることを特徴とする、高成形性Al-Mg-Si系合金板の製造方法。請求項3に記載のAl-Mg-Si系合金板の製造方法において、前記鋳塊がMg0.3~2.0、Si0.3~2.5を含有し、さらにCu0.05~1.5、Mn0.01~0.8、Cr0.01~0.3、Zr0.01~0.2、V0.01~0.2のうちの1種または2種以上を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl-Mg-Si系アルミニウム合金の鋳塊を用いることを特徴とする、高成形性Al-Mg-Si系合金板の製造方法。前述のように、従来の提案でも異周速圧延により剪断変形を与えることがアルミニウム合金における成形性向上のための集合組織制御に有効であることが示されている。従来の提案方法では、板面{111}方位の結晶粒を作り出し、かつ{100}方位結晶粒の形成を抑制して高r値を達成するというのが考え方の基本となっている。しかしながら、異周速圧延したAl-Mg-Si系合金板において同じように{111}に近い方位の集積があっても、平均r値が高い場合と低い場合があることが、本発明者らの検討により判明した。更に、同様の異周速圧延した合金板で{111}方位が集合組織上の最大集積を示す方位ではないことも、本発明者らの検討によって判明した。そこで、{111}方位結晶粒と{100}方位結晶粒を制御するという従来の考え方だけでは、安定して高r値を得られないことが判明したのである。また、異周速圧延は、未だ工業的なアルミニウム合金製造のための一般的圧延方法としては確立されていないのが実情であり、特許文献1~4の提案の技術も、少なくとも工業的な量産規模での製造に関しては、健全な板材を得るための技術として完成しているとは言えず、これらの文献を参照しても、工業的な量産規模の製造において、確実かつ安定して集合組織を制御し、深絞り性が安定して優れたアルミニウム合金板を得ることは困難であった。この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、異周速圧延を適用して集合組織制御を行なって、Al-Mg-Si系合金のr値、特に平均r値を向上させ、深絞り性を向上させるための製造プロセスとして、工業的な量産規模での製造により、確実かつ安定して深絞り性が優れ、またBH性も優れた成形加工用アルミニウム合金板を得る方法を提供することを課題とするものである。本発明者らは鋭意検討の結果、板面{111}以外の方位の結晶粒でも平均r値の向上にかなりの効果を示し、適切な製造条件を設定することによって板材組織中にその方位の結晶粒を大きな面積率で存在させることが可能なことを見出した。具体的には、板面と結晶の{432}面が平行である方位がそれにあたる。{111}、{100}方位の結晶粒の制御だけでなく、この{432}方位の結晶粒をある面積率以上で存在させることで、Al-Mg-Si合金板において安定した高r値を達成できるものである。本発明者らは、通常の圧延では形成できない特異な集合組織状態を形成するための工程に関しても検討を加えた。すなわち、Al-Mg-Si系合金を素材とし、異周速圧延の特徴を活かして十分な剪断変形を与え、確実かつ安定して成形性向上に適した集合組織を形成する方法および条件について検討した。これにより、工業的に実現性が高い本発明に係る高成形性AL-Mg-Si系合金板の製造方法を完成したものである。具体的には、請求項1の発明の高成形性Al-Mg-Si系合金板は、Mg0.3~2.0mass、以下同じ、Si0.3~2.5を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる組成を有し溶体化処理されたAl-Mg-Si系合金板であって、すべての結晶方位の結晶粒総面積に対して{432}面が板面と平行から9.0°以内の範囲にある結晶粒の面積比が0.15以上であり、{111}<112>、{332}<113>、{221}<114>および{221}<122>からなる方位の方位分布関数のうち最も高いものをαとし、{001}<100>および{001}<110>の方位分布関数の高い方をβとした時にα/βが2.0以上であり、平均ランクフォード値が0.9以上であることを特徴とする。また請求項2に記載の発明は、請求項1に記載のAl-Mg-Si系合金板において、前記Al-Mg-Si系合金が、Mg0.3~2.0、Si0.3~2.5を含有し、さらにCu0.05~1.5、Mn0.01~0.8、Cr0.01~0.3、Zr0.01~0.2、V0.01~0.2のうちの1種または2種以上を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。更に、請求項3の発明の高成形性Al-Mg-Si系合金板の製造方法は、Mg0.3~2.0、Si0.3~2.5を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる鋳塊に、150°C以上でしかも非再結晶温度域内にある温度において、50を越える圧下率で粗圧延を行ない、さらに150°C以上でしかも非再結晶温度域内にある温度において、ロール周速比が1.2~4.0の範囲内の異周速圧延を、50を越える圧下率で行なって最終板厚とし、その後溶体化処理を行ない、平均ランクフォード値が0.9以上のアルミニウム合金板を得ることを特徴とするものである。また請求項4に記載の発明は、請求項3に記載のAl-Mg-Si系合金板の製造方法において、前記鋳塊がMg0.3~2.0、Si0.3~2.5を含有し、さらにCu0.05~1.5、Mn0.01~0.8、Cr0.01~0.3、Zr0.01~0.2、V0.01~0.2のうちの1種または2種以上を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl-Mg-Si系アルミニウム合金の鋳塊を用いることを特徴とするものである。この発明の成形加工用アルミニウム合金板は、高いBH性を有し、かつ平均r値が高くて成形性、特に深絞り性に優れた健全なAl-Mg-Si系合金板であり、また本発明に係る製造方法により工業的に量産的規模で確実かつ安定して製造することができる。そのため、工業上顕著な効果を奏することができる。先ず、この発明で対象とするAl-Mg-Si系合金の成分およびその限定理由について説明する。Mg:Mgは、Siとともに析出硬化性、BH性および強度、延性、成形性の向上に寄与する。Mg量が0.3未満では、BH性および強度が不十分となり、また延性や成形性も劣ることになり、一方Mg量が2.0を越えれば、強度が高くなり過ぎて成形性が低下する。ここでMg量は、0.3~2.0の範囲内とした。Si:Siは、Mgとともに強度やBH性の向上に寄与する。Si量が0.3未満では、BH性および強度が不十分となり、一方Si量が2.5を越えれば、強度が高くなり過ぎて成形性、延性が低下する。そこでSi量は、0.3~2.5の範囲内とした。この発明では、Al-Mg-Si系合金として、前記Mg、Siのほか、さらにCu0.05~1.5、Mn0.01~0.8、Cr0.01~0.3、Zr0.01~0.2、およびV0.01~0.2のうちから選ばれた1種または2種以上を選択的に含有する合金を用いることもできる。これらの選択元素の限定理由を以下に説明する。Cu:Cuは、強度およびBH性の向上に寄与する。Cu量が0.05未満では、強度向上の効果が得られず、一方Cu量が1.5を越えれば、成形性や耐食性が低下する。そこでCu量は0.05~1.5の範囲内とした。Mn:Mnも強度向上に効果があり、また熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。Mn量が0.01未満では、強度向上と再結晶粒微細化の効果が得られず、一方Mn量が0.8を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性に悪影響を与える。そこでMn量は0.01~0.8の範囲内とした。Cr:Crも強度向上と熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。Cr量が0.01未満では、強度向上と再結晶粒微細化の効果が得られず、一方Cr量が0.3を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性に悪影響を与える。そこでCr量は0.01~0.3の範囲内とした。Zr:Zrも熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。Zrが0.01未満では、再結晶粒微細化の効果が得られず、一方Zr量が0.2を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性を低下させるおそれがある。そこでZr量は0.01~0.2の範囲内とした。V:Vも熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。V量が0.01未満では、再結晶粒微細化の効果が得られず、一方V量が0.2を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性を低下させるおそれがある。そこでV量は0.01~0.2の範囲内とした。なお一般的なアルミニウム合金の鋳造時には、結晶粒微細化剤としてTiが添加されることが多く、またTiは強度の向上にも寄与する。そこでこの発明においても、0.15以下のTiを添加することは許容される。また鋳塊結晶粒微細化の目的でTiを添加する場合、500ppm以下のBまたはCを、Tiと合せて添加することも差し支えない。さらに、Mgを含有する合金については、鋳造時の溶湯酸化防止のためにBeを添加することも一般的であり、この発明の場合も、500ppm以下であればBeを添加しても差し支えない。そのほか通常のアルミニウム合金には、不可避的不純物として0.3程度のFeが混入するのが一般的であるが、Feが過剰に存在すれば延性や成形性が低下してしまうから、Feは、不純物として0.25以下に規制することが望ましい。本発明に係るAl-Mg-Si系合金板の集合組織の規定について説明する。本発明に規定するところの特定方位の結晶粒の面積比や方位分布関数は、EBSP法後方散乱電子線回折像法により測定算出することができる。ここで、方位分布関数ODFが高い程、その方位の集積が大きいことを示している。合金板の板厚全体の性質を測定するために、EBSP測定は板断面において板厚全体が入る視野について実施し、通常の圧延板の板面基準の方位表示に変換するものとする。本発明に係るAl-Mg-Si系合金板は、溶体化処理の加熱により再結晶組織が形成されているものである。その組織中で、{432}面が板面と平行から9.0°以内のずれ角度範囲にある方位の結晶粒の面積比が0.15以上となるように組織制御されることを必要とする。好ましい面積比は、0.25以上である。面積比が0.15未満では、十分に高い平均r値が得られないため不適当である。面積比の上限は特に規定されるものではないが、0.7以上とすることは技術的に困難である。これまでの本発明者らの検討において、異周速圧延したAl-Mg-Si系合金板で高r値が達成されたものでは、集合組織中の集積の最も高い方位、すなわち主方位が{432}<125>面付近となる場合が多かった。この方位には、432[-1-25]:Bungeの3次元方位表示でφ1=79.5°、Φ=68.2°、φ2=53.1°や、[2-51]:φ1=15.8°、Φ=42.0、φ2=56.3°が含まれる。但し、これらの方位から若干ずれた方位が主方位となる場合も、同様に高r値が達成される。要するに、板面が{432}と平行か、そこから9.0°以内ずれた範囲の方位の結晶粒であれば、それら結晶粒が多く存在することで平均r値を向上させる効果が発揮される。このため、本発明ではこれらの方位範囲の結晶粒の面積率を規定するものである。{111}<112>方位は{111}方位の代表的なものであり、{332}<113>、{221}<114>および{221}<122>は{111}方位に近い方位で、いずれも平均r値を上げる効果が著しい方位である。逆に{001}<100>および{001}<110>は、平均r値を下げる作用の著しい方位といえる。現に、冷間圧延を経て製造された通常のAl-Mg-Si系合金板では、特にT4調質状態での再結晶集合組織の主方位は、多くの場合{100}<100>であり、このことがr値を低下させる原因となっている。本発明では、{111}<112>、{332}<113>、{221}<114>および{221}<122>の各方位の方位分布関数のうち最も高いものをαとし、{001}<100>および{001}<110>の方位分布関数の高い方をβとした時に、α/βが2.0以上であることを規定するものである。これは平均r値を向上させる効果の大きい方位を、平均r値を低下させる方位に比して十分に高い集積度とすることで、高r値を実現することを可能とするものである。α/βの比が2.0未満では高いr値が実現できないため不適当である。なお、{001}<100>および{001}<110>の方位分布関数が相対的に低ければ低いほど平均r値の向上には有利となり、α/βの上限は特に限定されるものではない。本発明で規定される集合組織状態を実現するために好適なAl-Mg-Si系合金の製造方法は、所定の組成を有する鋳塊に、150°C以上でしかも非再結晶温度域内にある温度において、50を越える圧下率で粗圧延を行ない、さらに150°C以上でしかも非再結晶温度域内にある温度において、ロール周速比が1.2~4.0の範囲内の異周速圧延を、50を越える圧下率で行なって最終板厚とし、その後溶体化処理を行ない、平均ランクフォード値が0.9以上のアルミニウム合金版を製造するものである。次にこの発明の方法における各工程およびプロセス条件について説明する。先ず前述のような成分組成を有する合金の溶湯を、常法にしたがって溶製し、続いて鋳造する。この鋳造手段は特に限定されるものではないが、例えばDC鋳造法半連続鋳造法などの通常の鋳造法によりスラブ状鋳塊に鋳造したり、あるいは連続鋳造圧延法により帯板状の連続鋳造板に鋳造したりしても良い。DC鋳造法などによりスラブ状鋳塊に鋳造する場合、その鋳造時においては、スラブ状鋳塊の凝固後、600°Cから400°Cまでのスラブ状鋳塊の表面温度降下速度が30°C/min以上、600°Cから400°Cまでのスラブ状鋳塊の厚み方向中央部スラブ厚中央部の温度降下速度が5°C/min以上に維持されるように鋳造することが好ましい。このような凝固後の条件を適用することにより、鋳造したスラブのままの状態でMg、Si等の元素を十分に固溶させることができ、その結果、従来の一般的な製造方法で適用されている鋳塊均質化処理を行わなくても、最終製品板の段階で十分なBH性を確保することが可能となる。上述のような凝固時の冷却速度制御を行なわなかった場合には、鋳造により得られた鋳塊に対して均質化処理を行なうことが好ましい。この均質化処理は、鋳塊組織を均一化し、最終板の成形性を向上させるとともに、最終焼鈍時における再結晶粒の安定化を図るための工程である。この場合の均質化処理の条件は特に限定しないが、処理温度が450°C未満では十分な均質化の効果が得られず、一方570°Cを越えれば共晶融解のおそれがあり、また処理時間が0.5時間未満では十分な効果が得られず、24時間を越えれば効果が飽和して経済性を損なうだけであり、したがって均質化処理は450~570°Cにおいて0.5~24時間の条件とすることが望ましい。均質化処理後の冷却は400°Cまでのスラブの表面温度降下速度が30°C/min以上、400°Cまでのスラブの厚み方向中央部スラブ厚中央部の温度降下速度が5°C/min以上に維持されるように冷却することが望ましい。これにより最終製品板の段階で十分なBH性を確保することが可能となる。一方、前述のように連続鋳造圧延法により得られる帯板状の鋳塊連続鋳造板を素材とすることも可能である。この場合の連続鋳造圧延法としては、双ロール式連続鋳造、あるいはベルト式もしくはブロック式の連続鋳造などが適用可能である。双ロール式による連続鋳造板としては板厚5~10mmのものが好適で、ベルト式もしくはブロック式による連続鋳造板としては、板厚15~60mmのものが好適である。これらの連続鋳造板の場合も、鋳造後に450~570°Cにおいて0.5~24hの均質化処理を行なっても良い。この場合も、均質化処理後の冷却は、400°Cまでの表面温度降下速度が30°C/min以上となるように制御することが望ましい。前述のようにして得られた鋳塊スラブ状鋳塊もしくは連続鋳造板に対しては、150°C以上でしかも非再結晶温度域内となる温度で、50を越える圧下率で粗圧延を行なう。ここで、非再結晶温度域とは、Al-Mg-Si系合金が再結晶しない温度域のことであり、通常は350°C以下の温度域を意味する。したがって通常は150~350°Cの範囲内の温度で粗圧延を行なうことになる。この粗圧延時の温度が150°Cより低ければ、材料の変形抵抗が大きくなるため、高圧下での圧延を行なう際に割れが起こりやすくなり、生産性の上から支障を招く。一方、粗圧延時の温度が非再結晶温度域を越え、例えば350°Cを越えれば、圧延中に再結晶が生じて、次工程である温間異周速圧延において、目的とする集合組織制御が不可能となる。また粗圧延における全体の圧下率は、50以上とする。50より低い圧下率では、半連続鋳造、または連続鋳造圧延で生じた鋳造組織が残り、次工程の異周速圧延で目的とする集合組織制御を行なうことができなくなる。そのため、粗圧延における圧下率は、50以上とする必要がある。この粗圧延は、その後の異周速圧延とは異なり、材料を挟む一対の圧延ロールの周速比を1とする、通常の等周速圧延で行なう。上述のような粗圧延終了後は、150°C以上でかつ非再結晶温度域内の温度で、50を越える圧下率で異周速圧延を行なう。ここで異周速圧延とは、材料を挟んで回転する一対の圧延ロールにおける材料に接する面ロール外周面の周速が異なるように圧延する方式を意味し、一対の圧延ロールの外径ロール径自体は同径として、一対のロールを異なる回転数で回転させる場合と、一対の圧延ロールの径を異ならしめて、これらを等しい回転数で回転させる場合とがあり、いずれを適用しても良いことはもちろんである。上述のような異周速圧延時の材料温度が150°Cより低ければ、材料内に均質に剪断変形を導入することが困難となる。一方、異周速圧延時の温度が350°Cを越えれば、圧延中に再結晶が生じて、剪断変形を十分に導入することができなくなり、そのため目的とする集合組織制御が不可能となる。また、異周速圧延における全体の圧下率が50以下では、ロールと材料との間にスリップが生じてしまって、異周速圧延によっても剪断変形が与えられなくなり、目的とする集合組織制御が不可能となってしまう。異周速圧延の圧下率が50を越えれば、ロールと材料との間のスリップが著しく生じ難くなり、目的とする集合組織制御を行ないやすくなる。なお、60を越える圧下率で異周速圧延することが好ましい。ここで、異周速圧延における圧下率の上限については特に限定しないが、割れの無い健全な板材を得るためには、通常は90以下とすることが望ましい。さらにこの発明の方法においては、異周速圧延におけるロール周速比、すなわち一対の圧延ロールの周速比周速が小さい側のロールの周速に対する、周速が大きい側の周速の比は、1.2~4.0の範囲内とする。ここで、周速比が1.2未満であれば、十分な剪断変形の付与が困難となる。一方、周速比が4.0を越えれば、ロールと材料との間のスリップが生じたり、また材料の局部的な変形が生じて正常な板が得られなくなったりする。ロールと材料との間のスリップを生じさせず、確実に剪断変形を付与するためにより好ましい周速比は、1.5~3.0の範囲内である。また、最終板厚異周速圧延上がり板厚も特に限定しないが、成形用としては、0.3~2mm程度が適当である。なお異周速圧延で使用する圧延機として、一対の圧延ロールの外径ロール径が等しいものを用いる場合、一対の圧延ロールを異なる周速度で駆動させ得る機構を備えた圧延機を用いる必要がある。その具体的方式は特に問わないが、一対のロールが速度可変モーターにより別駆動されるもの、あるいはギアなどの機械的機構で周速の比を変化させ得るものが好適である。また異周速圧延を安定的に行なうためには、ロールの加熱機構を有する圧延機を使用することが望ましい。この場合、ロール内にヒーターを内蔵させるか、あるいはロール加熱用のヒーターをロールに近接した外部に設置するかのいずれでも差し支えない。以上のようにして異周速圧延を行なって所定の板厚としたAl-Mg-Si系合金板に対しては、溶体化処理を施す。すなわちAl-Mg-Si系合金では、溶体化処理を施すことによって、析出硬化に寄与するMg、Siなどを十分に固溶させて、良好なBH性をもたらすことができ、そこで塗装焼付け処理を行なって使用する成形加工用のAl-Mg-Si系合金板の製造において溶体化処理は一般的に適用されているが、この溶体化処理時には、再結晶も生起させることができる。そしてこのように溶体化処理時に再結晶させることにより、高いr値と良好な深絞り性を示す集合組織状態を得ることが可能となる。本工程では、非再結晶温度域で等速での粗圧延を行なうことにより、回復が進みながら加工されることで、圧延時に{432}に近い方位の亜結晶粒が形成されやすい。この後、非再結晶温度で異周速圧延することで剪断変改が導入され、{332}{221}を含め{111}に近い方位の亜結晶粒が更に形成される。異周速圧延後、{001}方位として{001}<110>方位の亜結晶粒は形成されているが、{001}<100>方位の方位密度は非常に小さい。最終的に溶体化処理で再結晶するが、{001}方位より優先して{432}に近い方位、あるいは{332}{221}など{111}に近い方位の亜結晶粒が成長して結晶粒となる。このようにして、本発明の集合組織状態が実現されr値向上につながる。前述のように、Al-Mg-Si系合金を用いたこの発明の方法では、溶体化処理により、析出硬化に寄与するMg、Siなどを十分に固溶させて良好なBH性を実現できると同時に、この溶体化処理時に再結晶も生起させることができることから、この発明の方法では、異周速圧延の後に再結晶処理と兼ねて溶体化処理を行なうのである。なおこの発明の方法における溶体化処理の加熱温度は、460~580°Cが望ましく、またこの溶体化処理は、CAL連続焼鈍装置により実施可能である。その場合、保持時間は0minすなわち目標とする加熱温度到達後直ちに冷却~5minとし、5°C/sec以上の昇温降温速度で急速加熱および急速冷却で実施することが好ましい。また、通常のバッチ炉での溶体化処理も可能であり、その場合はJISW11031985に従った条件、すなわち516~580°C×0.5h以上で実施することが望ましい。本発明で対象とするAl-Mg-Si系合金は、溶体化処理後、プレス成形されるまでに流通や保管など室温にて保持される期間が生じるため、この間の室温時効によって成形時にはT4調質状態となっているのが通例である。この室温で保持される時間については特に定めないが、数時間~6ヶ月となることが通常である。なお、Al-Mg-Si系合金は、室温時効性が高く、そのため溶体化処理急冷の後、加工までの室温保持期間が長いほど材料強度が上がって、成形性が低下してしまう問題がある。このような室温時効による特性変化を緩和するためには、予備時効処理として、溶体化処理-急冷後、150~300°Cで5min以内の連続焼鈍、あるいは60~150°Cで0.5~24hのバッチ焼鈍を行なうことも可能である。この予備時効処理は、室温時効の要因となる空孔濃度を減少させるのが主目的であり、その加熱温度が連続焼鈍においては150°C、バッチ焼鈍においては60°Cより低ければ空孔量の低減が不十分となる。一方、連続焼鈍による予備時効処理においては300°C、バッチ焼鈍による予備時効処理においては150°Cより高ければ、強度に寄与しない安定相析出物が形成されてBH性が低下する。また、バッチ焼鈍による予備時効処理の保持時間が0.5hより短ければ、室温時効緩和の効果が不足し、一方連続焼鈍による予備時効処理で5min、バッチ焼鈍による予備時効処理で24hを越えても、長時間処理によるそれ以上の効果の増大はなく、不経済となるだけである。本発明のAl-Mg-Si系合金に、溶体化処理後、室温時効後、あるいは予備時効処理後のいずれかで板の平坦度を向上させるレベリングを施すことができる。以下にこの発明の実施例を比較例とともに示す。なお以下の実施例は、この発明の作用効果を具体的に示すためのものであり、実施例の条件がこの発明の技術範囲を制限するものではないことはもちろんである。表1の合金符号A~Jに示す各成分組成のAl-Mg-Si系合金を常法に従って溶解し、DC鋳造法によって厚さ80mm、幅200mmの断面を有するスラブ状鋳塊とした。これらの各合金A~Gの鋳塊について、530°C×10hの均質化処理を施した後、鋳塊を表2、3に記載の厚さ6~72mmに面削加工し、元板とした。一部、元厚150mmとした鋳塊を同様に均質化処理し、130mmまで面削したものも元板として用いた。そのほか、双ロール法で連続鋳造した厚さ4.5~15mmの連続鋳造板も元板として用いたが、これには予め460°Cで10hの均質化処理を施しておいた。以上のような各合金からなる元板について、表2および表3に示す圧延加工粗圧延および異周速圧延を行ない、溶体化処理を施した後、性能を評価した。なお圧延加工前には、各元材をそれぞれ所定の圧延温度で1時間保持する予備加熱を行なった。粗圧延に用いた圧延機および異周速圧延の圧延機は、ロール内にヒーターを内包したものであり、圧延時には、このヒーターによりロールを所定の圧延温度に対して-15°C~0°Cの範囲内となるように温度制御を行なった。なお異周速圧延では、一対のロールとして同径のものを用い、一方のロールの周速を20m/minに固定し、他方のロールの周速を変化させて所定の周速比とした。圧延の潤滑剤としてはシリコーン油ジメチルシリコーンオイルを用いた。異周速圧延後には、再結晶処理を兼ねて溶体化処理を行なった。この溶体化処理は、ソルトバスを用いて、530°Cに加熱して30sec保持した後、強制空冷する条件で実施した。各種試験に供する板材は、溶体化処理後、室温で1週間保持しT4調質状態とした。以上のようにして粗圧延-異周速圧延-溶体化処理急冷を施して得られた各圧延板板厚0.9~1.5mmについて、その健全性を調べるとともに、平均r値と深絞り性を調査し、その結果を表2、表3中に示した。これらの評価方法、試験方法は次の通りである。圧延板の健全性は外観により評価した。すなわち、圧延あるいはその後の熱処理で割れや形状不良、膨れなどを生じ、その後の特性評価が不可能な場合は×とし、一方これらが認められない場合は良好と判断して○とした。平均r値は、引張試験によりJIS5号試験片を圧延方向に対して0°、45°および95°方向に引張り、15ひずみでの各方向r値から算出した。さらに深絞り性は、限界絞り比LDRを測定して評価した。集合組織の評価は、板厚全体を含む圧延方向断面でのSEM-EBSP測定によって行なった。この測定では、観察総面積を1~3mm2となるようにした。EBSP測定結果により、{432}方位からずれ角9.0°以内の結晶粒の面積比と、規定される方位分布関数の比α/βを算出した。これらの測定および解析は、TSL社製のEBSPシステムおよび解析ソフトにより実施した。表2に示すように、本発明例1~19のいずれの場合も、異周速圧延の前に等周速で粗圧延を適正な条件で施しておくことにより、問題となる割れや形状不良が生じることなく、所定の板厚まで圧延が可能であった。すなわち、仕上げ圧延である異周速圧延後の板に形状不良は認められず、圧延板の健全性以下、単に健全性と記すが良好であった。また本発明例1~19では、{432}方位からずれ角90°以内の方位の結晶粒の面積比以下、単に面積比と記す、ならびに、方位分布関数の比α/β以下、単にα/βと記すを満たしており、いずれも平均r値が0.9以上となり、LDRで表わされる深絞り性も2.03以上の良好な値となることが判明した。なお、上記規定を満たす本発明材ではいずれも、{432}面が板面と平行な結晶方位が{111}が板面に平行な方位より高い方位分布関数値を持つことが確認された。すなわち、{111}方位よりも、{432}方位が方位集積の強い、より主要な方位であることになり、この方位がr値向上に効果を持つことで本発明品の高いr値が実現されている。一方、表2の比較例20~32の場合は、いずれかの性能が本発明例より劣っていた。すなわち比較例20は、粗圧延の圧延温度が低い例であり、健全性が不良であり、α/β及び平均r値も満たされていなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。比較例21も、粗圧延の圧延温度が低い例であり、健全性が不良であり、面積比、α/β及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。比較例30は、粗圧延の圧下率が低い例であり、健全性が不良であり、面積比及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。比較例22、23は、粗圧延の圧延温度が高い例であり、面積比、α/β及び平均r値が満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。比較例31は、粗圧延の圧下率が低い例であり、健全性が不良であり、面積比及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。比較例24は、粗圧延の圧下率が低い例であり、健全性が不良であり、面積比及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。比較例25、26、29は、異周速圧延の温度が低い例であり、健全性が不良であり、面積比、α/β及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。比較例27、28、32は、異周速圧延の温度が高い例であり、面積比、α/β及び平均r値が満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。さらに表3に示すように、本発明例33~52は、適正な条件で異周速圧延を施すことにより、問題となる割れや形状不良が生じることなく、所定の板厚まで圧延が可能であり、健全性が良好であった。また、これら本発明例33~52では、面積比、α/β及び平均r値を満たしており、LDRで表わされる深絞り性も良好であることが判明した。なお本発明例35~45及び48~52に示す例は、異周速圧延における周速比が前述のように望ましい範囲内1.5~3.0にあるものであり、このような周速比条件では、面積比、α/β及び平均r値の全てが総じて高く、深絞り性を表すLDRも2.08~2.30と良好であることが確認された。一方、表3の比較例53~62の場合は、いずれかの性能が本発明例より劣っていた。すなわち比較例53~55は、異周速圧延の周速比が小さい例であり、α/β及び平均r値が満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。比較例56~58は、異周速圧延の周速比が大きい例であり、健全性が不良であった。また、比較例56では、板のうねりが大きいため、LDRを測定するためのサンプルを切削加工できなかった。比較例59は、異周速圧延の圧下率が小さい例であり、健全性が不良であった。比較例60、61も、異周速圧延の圧下率が小さい例であり、健全性が不良であり、α/β及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。比較例62では、粗圧延の温度が低い例であり、健全性が不良であり、α/β及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。