"質量で、Mg:02~20、Si:03~20、を含み、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板であって、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された原子の集合体として、その原子の集合体が、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含み、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下であり、これらの条件を満たす原子の集合体を50×1023個/m3以上の平均数密度で含むとともに、これらの条件を満たす原子の集合体のうち、最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズの原子の集合体の平均数密度を10.0×1023個/m3以下に規制する一方、この最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズの原子の集合体の平均数密度aと、最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの原子の集合体の平均数密度bとの比a/bが35以下となるように、前記最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの原子の集合体を含むことを特徴とする焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板。前記アルミニウム合金板が、更に、Mn:10以下但し、0を含まず、Cu:1.0以下但し、0を含まず、Fe:1.0以下但し、0を含まず、Cr:0.3以下但し、0を含まず、Zr:0.3以下但し、0を含まず、V:0.3以下但し、0を含まず、Ti:0.05以下但し、0を含まず、Zn:1.0以下但し、0を含まず、Ag:0.2以下但し、0を含まずの1種または2種以上を含む請求項1に記載の焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板。ただ、これら従来技術の室温時効後のBH性は、自動車車体の製造ラインの効率化のために、その車体塗装焼付け処理がより低温で短時間化された条件の下では、未だ改善の余地がある。すなわち、これら従来技術の車体塗装焼付け処理が150°C×20分などの低温で短時間化された場合の、室温時効後のBH性の向上は0.2耐力で30~40MPa程度であり、より高いBH性が求められる。このような課題に鑑み、本発明の目的は、室温時効後に低温で短時間化された条件の車体塗装焼付け処理であっても、高いBH性が発揮できるAl―Si―Mg系アルミニウム合金板を提供することである。この目的を達成するために、本発明の焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板の要旨は、質量で、Mg:02~20、Si:03~20、を含み、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板であって、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された原子の集合体として、その原子の集合体が、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含み、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下であり、これらの条件を満たす原子の集合体を50×1023個/m3以上の平均数密度で含むとともに、これらの条件を満たす原子の集合体のうち、最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズの原子の集合体の平均数密度を10.0×1023個/m3以下に規制する一方、この最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズの原子の集合体の平均数密度aと、最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの原子の集合体の平均数密度bとの比a/bが35以下となるように、最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの原子の集合体を含むことである。本発明は、3DAPにより測定される原子の集合体クラスタのうち、前記規定の通り、Mg原子かSi原子かを合計で特定以上含み、これらに含まれる隣り合う原子同士の互いの距離が特定以下であるような特定のクラスタの平均数密度が、BH性と大きく相関することを知見した。ただ、それだけでなく、前記特定のクラスタのうち、クラスタのサイズの分布状態が重要で、比較的小さなサイズのクラスタを少なくし、比較的大きなサイズのクラスタを多くした方が、BH性を向上させることも本発明は知見した。すなわち、BH性向上のためには、前記特定のクラスタが一定以上規定平均数密度以上多く存在することを前提として、この中の比較的小さなサイズのクラスタを少なくする一方で、比較的大きなサイズのクラスタを多くすることが、BH性向上に必要であることを知見した。本発明によれば、室温時効し、車体塗装焼付け処理が150°C×20分などの低温で短時間化された場合であっても、より高いBH性が発揮できるAl―Si―Mg系アルミニウム合金板を提供できる。以下に、本発明の実施の形態につき、要件ごとに具体的に説明する。クラスタ:本発明でいうクラスタとは、後述する3DAPにより測定される原子の集合体クラスタを言い、以下の記載では主としてクラスタと表現する。6000系アルミニウム合金においては、溶体化および焼入れ処理後に、室温保持、あるいは50~150°Cの熱処理中に、Mg、Siがクラスタと呼ばれる原子の集合体を形成することが知られている。但し、室温保持と50~150°Cの熱処理中とで生成するクラスタは、全くその挙動性質が異なる。室温保持で形成されるクラスタは、その後の人工時効又は焼付塗装処理において強度を上昇させるGPゾーン或いはβ’相の析出を抑制する。一方、50~150°Cで形成されるクラスタ或いはMg/Siクラスタは、逆に、GPゾーン或いはβ’相の析出を促進することが示されている例えば、山田ら:軽金属vol.51、第215頁に記載。ちなみに、前記特許文献7では、その段落0021~0025にかけて、これらのクラスタが、従来では、比熱測定や3DAP3次元アトムプローブ等によって解析されていると記載されている。そして、同時に、3DAPによるクラスタの解析では、観察されることによって、クラスタ自体の存在は裏付けられても、本発明で規定する前記クラスタのサイズや数密度までは不明或いは限定的にしか測定できなかったと記載されている。確かに、6000系アルミニウム合金において、前記クラスタを3DAP3次元アトムプローブによって解析する試みは従来からされている。しかし、前記特許文献7の記載する通り、クラスタ自体の存在は裏付けられても、そのクラスタのサイズや数密度までは不明であった。これは、3DAPにより測定される原子の集合体クラスタのうちの、どのクラスタとBH性とが大きく相関するのか不明であり、BH性に大きく関わる原子の集合体がどれであるのか不明であったことによる。これに対して、本発明者らは、先に本発明者らが出願した特願201156960号において、BH性に大きく関わるクラスタを明確化した。すなわち、3DAPにより測定されるクラスタのうち、前記規定の通り、Mg原子かSi原子かを合計で特定以上含み、これらに含まれる隣り合う原子同士の互いの距離が特定以下であるような特定のクラスタと、BH性とが大きく相関することを知見した。そして、これらの条件を満たす原子の集合体の数密度を増すことによって、室温時効後に低温で短時間化された条件の車体塗装焼付け処理であっても、高いBH性が発揮できることを知見した。具体的には、前記特願201156960号において、質量で、Mg:02~20、Si:03~20、を含み、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板であって、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された原子の集合体として、その原子の集合体が、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で30個以上含み、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下であり、これらの条件を満たす原子の集合体を10×105個/μm3以上の平均数密度で含む、焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板として出願した。この特願201156960号によれば、前記規定の通り、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で30個以上含み、互いに隣り合う原子同士の距離が0.75nm以下であるクラスタの存在が、BH性を向上させる。そして、これらクラスタを一定量以上存在させることで、室温時効したAl―Si―Mg系アルミニウム合金板を、150°C×20分の低温、短時間化された車体塗装焼付け処理の場合であっても、より高いBH性を発揮させることができるとしている。これに対して、本発明者らは更に検討した結果、3DAPにより測定されるクラスタのうち、前記特定条件を満足するクラスタを多く存在させることは、確かにBH性を向上させるものの、それだけではまだ向上効果が十分ではないことを知見した。言い換えると、前記特定条件を満足するクラスタを多く存在させることは、BH性向上の前提条件必要条件ではあるものの、必ずしも充分条件ではないことを知見した。本発明者らがこの知見に到ったのは、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を含むクラスタには当然ながら、そのサイズ大きさの分布があり、クラスタの大きさによるBH性への作用の大きな違いを知見したからである。すなわち、比較的小さなサイズのクラスタはBH性を阻害する一方で、比較的大きなサイズのクラスタはBH性を促進するという、クラスタの大きさによるBH性への作用の正反対の違いがある。これに基づけば、前記特定のクラスタのうち、比較的小さなサイズのクラスタを少なくし、比較的大きなサイズのクラスタを多くすれば、よりBH性が向上できることとなる。本発明者らの推測によれば、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を含むクラスタのうち、比較的小さなサイズのクラスタは、BH処理時人工時効硬化処理時には消滅するものの、却って、このBH時に、強度向上に効果の高い大きなクラスタの析出を阻害している。調質後からBH処理までの室温経時時間が長く、BH性が低いAl-Mg-Si系アルミニウム合金板ほど、前記比較的小さなサイズのクラスタが多い。Al-Mg-Si系アルミニウム合金板が製造圧延され、その後溶体化および焼入れ処理、さらに低温の再加熱処理などの一連の調質された後の、BH処理までの室温経時時間が長いほど、前記比較的小さなサイズのクラスタが多くなって、BH処理時の析出物の析出を阻害し、BH性を低くしていると推考される。一方で、前記室温経時時間が短く、BH性が高いAl-Mg-Si系アルミニウム合金板ほど、BH処理人工時効硬化処理前の前記比較的大きなサイズのクラスタが多くなる。このような比較的大きなサイズのクラスタは、BH処理時に成長して、BH処理時の析出物の析出を促進して、BH性を高くすると推考される。したがって、本発明によれば、車体塗装焼付け処理が150°C×20分などの低温で短時間化された場合であっても、Al-Mg-Si系アルミニウム合金板のBH性を前記特願201156960号よりも向上させることができる。アルミニウム合金板組織前記した通り、本発明アルミニウム合金板は、圧延後に溶体化および焼入れ処理、再加熱処理などの一連の調質が施された後の板であって、プレス成形などによってパネルに成形加工される前の板のことを言う。プレス成形される前の05~4ヶ月間程度の比較的長期に亙る室温放置された際の室温時効を抑制するためには、当然ながら、この室温放置される前の、前記調質が施された後の板の組織状態を本発明で規定する組織とする必要がある。本発明のクラスタの規定先ず、室温放置される前の、前記溶体化および焼入れ処理などの調質が施された後のAl-Mg-Si系アルミニウム合金板の任意の板厚中央部における組織を、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により、前記した方法で測定する。この測定された組織に存在するクラスタとして、本発明では、先ず、そのクラスタが、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含むものとする。なお、この原子の集合体に含まれるMg原子やSi原子の個数は多いほどよく、その上限は特に規定しないが、製造限界からすると、このクラスタに含まれるMg原子やSi原子の個数の上限は概ね10000個程度である。ちなみに、前記特願201156960号では、そのクラスタが、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で30個以上含むものとしている。しかし、本発明は、前記した通り、比較的小さなサイズのクラスタはBH性を阻害するので、これを規制して少なくする。このため、したがって、この規制すべき比較的小さなサイズのクラスタを、測定可能な範囲で制御するために、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含むものと規定する。本発明では、前記特願201156960号と同様に、さらに、これらクラスタに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下であるものを、本発明で規定する本発明の規定を満たす原子の集合体クラスタとする。この互いの距離0.75nmは、MgやSiの互いの原子間の距離が近接し、長期の室温時効後の低温短時間でのBH性向上効果がある大きなサイズのクラスタの数密度を保障し、逆に、小さなサイズのクラスタを規制し、数密度を少なく制御するために定めた数値である。本発明者らは、これまでに低温で短時間化された条件の車体塗装焼付け処理でも高いBH性を発揮できるアルミ合金板と原子レベルの集合体の関係を詳細に検討した結果、上記定義で規定される原子集合体の数密度が大きいことが、高いBH性を発揮する組織形態であることを実験的に見出した。従って、原子間の距離0.75nmの技術的意味合いは十分に明らかになっていないが、高いBH性を発揮する原子集合体の数密度を厳密に保証するために必要であり、そのために定めた数値である。本発明クラスタの密度本発明では、これらの条件を満たす本発明で規定するクラスタを50×1023個/m3以上の平均数密度で含むものとする。なお、このクラスタの平均数密度は、後述する小さいサイズのクラスタの規制を前提とすると、多いほど、大きなサイズのクラスタの数密度を保障できて、BH性向上によい。その上限は特に規定しないが、製造限界からすると、この原子の集合体の平均数密度は概ね1.0×1026個/m3程度である。本発明で規定するクラスタは、Mg原子とSi原子とを両方含む場合が最も多いものの、Mg原子を含むがSi原子を含まない場合や、Si原子を含むがMg原子を含まない場合を含む。また、Mg原子やSi原子だけで構成されるとは限らず、これらに加えて、非常に高い確率でAl原子を含む。更に、アルミニウム合金板の成分組成によっては、合金元素や不純物として含む、Fe、Mn、Cu、Cr、Zr、V、Ti、ZnあるいはAgなどの原子がクラスタ中に含まれ、これらその他の原子が3DAP分析によりカウントされる場合が必然的に生じる。しかし、これらその他の原子合金元素や不純物由来がクラスタに含まれるとしても、Mg原子やSi原子の総数に比べると少ないレベルである。それゆえ、このような、その他の原子をクラスタ中に含む場合でも、前記規定条件を満たすものは、本発明のクラスタとして、Mg原子やSi原子のみからなるクラスタと同様に機能する。したがって、本発明で規定するクラスタは、前記した規定さえ満足すれば、他にどんな原子を含んでも良い。また、本発明のこれらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75mm以下であるとは、クラスタに存在する全てのMg原子やSi原子が、その周囲に互いの距離が0.75nm以下であるMg原子やSi原子を少なくとも1つ有しているという意味である。本発明のクラスタにおける、原子同士の距離の規定は、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちの全ての原子の距離が各々全て0.75nm以下にならなくてもよく、反対に、各々全て0.75nm以下になっていてもよい。言い換えると、距離が0.75nmを超える他のMg原子やSi原子が隣り合っていても良く、特定の基準となるMg原子かSi原子の周りに、この規定距離間隔を満たす、他のMg原子かSi原子が最低1個あればいい。そして、この規定距離を満たす隣り合う他のMg原子かSi原子が1個ある場合には、距離の条件を満たす、カウントすべきMg原子かSi原子の数は、特定の基準となるMg原子かSi原子を含めて2個となる。また、この規定距離を満たす隣り合う他のMg原子かSi原子が2個ある場合には、距離の条件を満たす、カウントすべきMg原子かSi原子の数は、特定の基準となるMg原子かSi原子を含めて3個となる。以上説明したクラスタは、前記し、また詳しくは後述する、前記した圧延後の調質における、溶体化および焼入れ処理後の再加熱処理によって生成させるクラスタである。これまで、人工時効又は焼付塗装処理において強度を上昇させるGPゾーン或いはβ’相の析出を促進するクラスタは、前述したようにMg/Siクラスタであり、このクラスタは溶体化および焼入処理後に50~150°Cの熱処理で形成される。これに対して、人工時効処理又は焼付塗装処理においてGPゾーン或いはβ’相の析出を抑制するクラスタは、Siリッチクラスタであり、このクラスタは溶体化焼入後に室温保持室温時効で形成されることが報告されている例えば、里:軽金属vol.56、第595頁に記載。しかしながら、本発明者らが人工時効処理時又は焼付塗装処理時の強度とクラスタの関係を詳細に解析した結果、人工時効処理時又は焼付塗装処理時の強度に寄与している組織因子は、クラスタの種類組成ではなく、サイズであることを見出した。また、そのクラスタのサイズや数密度も、前述したような定義で解析して初めて、人工時効処理時又は焼付塗装熱処理時の強度との対応が明確化になった。これら両クラスタの内、溶体化および焼入れ処理後の再加熱処理によって生成させるのが、本発明のクラスタである。すなわち、その原子の集合体が、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含み、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下のクラスタである。これに対して、前記室温保持室温時効で形成されるクラスタは、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡による測定で、原子の集合体ではあっても、前記本発明の規定を外れる原子の個数やクラスタの数密度を有する。したがって、本発明のクラスタ原子集合体の規定は、前記室温保持室温時効で形成されるクラスタと区別するとともに、このクラスタに、添加した含有するMgやSiが消費されるのを防ぐ規定でもある。前記本発明で規定するクラスタ原子集合体の平均数密度が50×1023個/m3未満では、このクラスタ自体の形成量が不十分となり、前記室温時効で形成されるクラスタに、添加した含有するMgやSiの多くが消費されていることを意味する。このため、GPゾーン或いはβ’相の析出を促進し、BH性を向上する効果が例え有ったとしても、長期に亙る室温放置室温時効後では、前記塗装焼付け処理が150°C×20分などの低温で短時間化された場合のBH性の向上は0.2耐力で従来の30~40MPa程度にとどまる。したがって、このような条件下で、より高い所望のBH性を得ることができなくなる。本発明クラスタのサイズ別の数密度規定以上、本発明で規定するクラスタを一定量平均数密度以上存在させることを前提に、本発明では、これらの条件を満たす原子の集合体クラスタのうち、最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズの原子の集合体の平均数密度を10.0×1023個/m3以下に規制する。その一方で、この最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズの原子の集合体の平均数密度aと、最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの原子の集合体の平均数密度bとの比a/bが35以下となるように、前記最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの原子の集合体を含むものとする。これによって、車体塗装焼付け処理が150°C×20分などの低温で短時間化された場合であっても、Al-Mg-Si系アルミニウム合金板のBH性をより向上させることができる。先ず、本発明では、前記比較的小さなサイズのクラスタ、最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズのクラスタの平均数密度を10.0×1023個/m3以下のできるだけ少ない値に規制する。本発明で規定するクラスタが有するサイズ大きさ分布のうち、比較的小さなサイズ、最大となる円相当径の半径が15nm未満のクラスタは前記した通りBH性を阻害する。この比較的小さなサイズのクラスタは、BH処理時人工時効硬化処理時には消滅するものの、却って、このBH時に、強度向上に効果の高い大きなクラスタの析出を阻害する。このため、この比較的小さなサイズのクラスタの平均数密度が10.0×1023個/m3を超えて多くなると、前記50×1023個/m3以上の平均数密度で含まれる、本発明で規定するクラスタのうち、BH性に寄与する最大となる円相当径の半径が15nm以上の大きなサイズのクラスタ自体の割合が少なくなる。この結果、これらのBH性向上効果が小さくなって、BH性が充分に向上しなくなる。また、この大きなサイズのクラスタを、本発明で規定する割合を満足して多くしたとしても、これらのBH性向上効果が阻害されて、BH性が充分に向上しなくなる。すなわち、たとえ、最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの原子の集合体の平均数密度bとの比a/bが35以下となるように、大きなサイズのクラスタを多くしたとしても、低温、短時間化したBHでのBH性が充分に向上しなくなる。一方、本発明では、前記本発明で規定する50×1023個/m3以上の平均数密度で含むクラスタのうち、前記最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズのクラスタを多くしてBH性を向上させる。具体的には、前記最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズの小さなクラスタの平均数密度aと、最大となる円相当径の半径が15nm以上の大きなサイズのクラスタの平均数密度bとの比a/bが35以下となるように、前記最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの大きなクラスタを含むものとする。このような比較的大きなサイズのクラスタは、BH処理時に成長して、BH処理時の析出物の析出を促進して、BH性を高くすると推考される。ただ、この平均数密度bとの比a/bが35を超えた場合には、前記最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズの小さなクラスタが多すぎるか、前記最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの大きなクラスタが少なすぎることとなって、低温、短時間化したBHでのBH性が充分に向上しなくなる。3DAPの測定原理と測定方法3DAP3次元アトムプローブは、電界イオン顕微鏡FIMに、飛行時間型質量分析器を取り付けたものである。このような構成により、電界イオン顕微鏡で金属表面の個々の原子を観察し、飛行時間質量分析により、これらの原子を同定することのできる局所分析装置である。また、3DAPは、試料から放出される原子の種類と位置とを同時に分析可能であるため、原子の集合体の構造解析上、非常に有効な手段となる。このため、公知技術として、前記した通り、磁気記録膜や電子デバイスあるいは鋼材の組織分析などに使用されている。また、最近では、前記した通り、アルミニウム合金板の組織のクラスターの判別などにも使用されている。この3DAPでは、電界蒸発とよばれる高電界下における試料原子そのもののイオン化現象を利用する。試料原子が電界蒸発するために必要な高電圧を試料に印加すると、試料表面から原子がイオン化されこれがプローブホールを通りぬけて検出器に到達する。この検出器は、位置敏感型検出器であり、個々のイオンの質量分析原子種である元素の同定とともに、個々のイオンの検出器に至るまでの飛行時間を測定することによって、その検出された位置原子構造位置を同時に決定できるようにしたものである。したがって、3DAPは、試料先端の原子の位置及び原子種を同時に測定できるため、試料先端の原子構造を、3次元的に再構成、観察できる特長を有する。また、電界蒸発は、試料の先端面から順次起こっていくため、試料先端からの原子の深さ方向分布を原子レベルの分解能で調べることができる。この3DAPは高電界を利用するため、分析する試料は、金属等の導電性が高いことが必要で、しかも、試料の形状は、一般的には、先端径が100nmφ前後あるいはそれ以下の極細の針状にする必要がある。このため、測定対象となるアルミニウム合金板の板厚中央部などから試料を採取して、この試料を精密切削装置で切削および電解研磨して、分析用の極細の針状先端部を有する試料を作製する。測定方法としては、例えば、ImagoScientificInstruments社製のLEAP3000を用いて、この先端を針状に成形したアルミニウム合金板試料に、1kVオーダーの高パルス電圧を印加し、試料先端から数百万個の原子を継続的にイオン化して行う。イオンは、位置敏感型検出器によって検出し、パルス電圧を印加されて、試料先端から個々のイオンが飛び出してから、検出器に到達するまでの飛行時間から、イオンの質量分析原子種である元素の同定を行う。更に、電界蒸発が、試料の先端面から順次規則的に起こっていく性質を利用して、イオンの到達場所を示す、2次元マップに適宜深さ方向の座標を与え、解析ソフトウエアIVASを用いて、3次元マッピング3次元での原子構造:アトムマップの構築を行う。これによって、試料先端の3次元アトムマップが得られる。この3次元アトムマップを、更に、析出物やクラスタに属する原子を定義する方法であるMaximumSeparationMethodを用いて、原子の集合体クラスタの解析を行う。この解析に際しては、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方の数合計で10個以上と、互いに隣り合うMg原子かSi原子か同士の距離間隔、そして、前記特定の狭い間隔0.75nm以下を有するMg原子かSi原子かの数をパラメータとして与える。そして、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含み、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下であり、これらの条件を満たすクラスタを、本発明の原子の集合体と定義する。その上で、この定義に当てはまる原子の集合体の分散状態を評価して、原子の集合体の数密度を、測定試料数が3個以上で平均化して、1μm3当たりの平均密度個/μm3として計測し、定量化する。また、これらの条件を満たす原子の集合体のうち、最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズの原子の集合体の平均数密度aと、最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの原子の集合体の平均数密度bとは、前記3DAPによる、測定対象として特定された各原子の集合体の各円相当径の測定、計算によって求めることができる。すなわち、前記3DAPが元々有する固有の解析ソフトによって、測定対象となった前記原子の集合体を球と見なした際の、最大となる回転半径lgを下記数1の式により求める。この数1の式において、lgは3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡の固有のソフトウエアにより自動的に算出される回転半径である。x、y、zは3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡の測定レイアウトにおいて不変のx、y、z軸である。xi、yi、ziは、このx、y、z軸の長さで、前記原子の集合体を構成するMg、Si原子の空間座標である。xyzの上に各々-が乗ったエックスバーなども、このx、y、z軸の長さだが、前記原子の集合体の重心座標である。nは前記原子の集合体を構成するMg、Si原子の数である。次に、この回転半径lgをギニエ半径rGに下記数2の式、rG=√5/3lgの関係により換算する。そして、この換算されたギニエ半径rGを原子の集合体の半径とみなし、測定対象となった前記原子の集合体の各々の最大となる円相当径を算出する。そして、この算出した最大となる円相当径から、前記最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズか、15nm以上のサイズの原子の集合体かを判別して、各々のサイズの異なるグループの互いの平均数密度a、bを求める。これら3DAPによるクラスタの測定は、前記調質が施された後のAl-Mg-Si系アルミニウム合金板の任意の板厚中央部の部位10箇所について行い、これらの数密度の各測定値を平均化して、本発明で規定する平均数密度とする。なお、前記した原子の集合体の半径の算出式、回転半径lgからギニエ半径rGまでの測定および換算方法は、MKMillerAtomProbeTomography、184頁を引用した。ちなみに、原子の集合体の半径の算出式は、これ以外にも、多くの文献に記載されている。例えばイオン照射された低合金鋼のミクロ組織変化藤井克彦、福谷耕司、大久保忠勝、宝野和博らの140頁23次元アトムプローブ分析には、前記数1の式やギニエ半径rGへの換算式を含めて記載されている但し回転半径lgの記号はrGと記載されている。3DAPによる原子の検出効率これら3DAPによる原子の検出効率は、現在のところ、イオン化した原子のうちの50程度が限界であり、残りの原子は検出できない。この3DAPによる原子の検出効率が、将来的に向上するなど、大きく変動すると、本発明が規定する各サイズのクラスタの平均個数密度個/μm3の3DAPによる測定結果が変動してくる可能性がある。したがって、この測定に再現性を持たせるためには、3DAPによる原子の検出効率は約50と略一定にすることが好ましい。次に、6000系アルミニウム合金板の化学成分組成について、以下に説明する。本発明が対象とする6000系アルミニウム合金板は、前記した自動車の外板用の板などとして、優れた成形性やBH性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求される。このような要求を満足するために、アルミニウム合金板の組成は、質量で、Mg:0.2~2.0、Si:0.3~20を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものとする。なお、各元素の含有量の表示は全て質量の意味である。本発明が対象とする6000系アルミニウム合金板は、BH性がより優れた、SiとMgとの質量比SiMgが1以上であるような過剰Si型の6000系アルミニウム合金板とされるのが好ましい。6000系アルミニウム合金板は、プレス成形や曲げ加工時には低耐力化により成形性を確保するとともに、成形後のパネルの塗装焼付処理などの、比較的低温の人工時効処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できる優れた時効硬化能BH性を有している。この中でも、過剰Si型の6000系アルミニウム合金板は、質量比SiMgが1未満の6000系アルミニウム合金板に比して、このBH性がより優れている。本発明では、これらMg、Si以外のその他の元素は基本的には不純物あるいは含まれても良い元素であり、AA乃至JIS規格などに沿った各元素レベルの含有量とする。すなわち、資源リサイクルの観点から、本発明でも、合金の溶解原料として、高純度Al地金だけではなく、Mg、Si以外のその他の元素を添加元素合金元素として多く含む6000系合金やその他のアルミニウム合金スクラップ材、低純度Al地金などを多量に使用した場合には、下記のような他の元素が必然的に実質量混入される。そして、これらの元素を敢えて低減する精錬自体がコストアップとなり、ある程度含有する許容が必要となる。また、実質量含有しても、本発明目的や効果を阻害しない含有範囲がある。したがって、本発明では、このような下記元素を各々以下に規定するAA乃至JIS規格などに沿った上限量以下の範囲での含有を許容する。具体的には、Mn:10以下但し、0を含まず、Cu:1.0以下但し、0を含まず、Fe:1.0以下但し、0を含まず、Cr:0.3以下但し、0を含まず、Zr:0.3以下但し、0を含まず、V:0.3以下但し、0を含まず、Ti:0.05以下但し、0を含まず、Zn:1.0以下但し、0を含まず、Ag:0.2以下但し、0を含まずの1種または2種以上を、この範囲で、上記した基本組成に加えて、更に含んでも良い。上記6000系アルミニウム合金における、各元素の含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に説明する。Si:0.3~20SiはMgとともに、本発明で規定する前記クラスタ形成の重要元素である。また、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記低温での人工時効処理時に、強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、自動車のアウタパネルとして必要な強度耐力を得るための必須の元素である。更に、本発明6000系アルミニウム合金板にあって、プレス成形性に影響する全伸びなどの諸特性を兼備させるための最重要元素である。また、パネルへの成形後の、より低温、短時間での塗装焼き付け処理での優れた時効硬化能を発揮させるためには、SiMgを質量比で1.0以上とし、一般に言われる過剰Si型よりも更にSiをMgに対し過剰に含有させた6000系アルミニウム合金組成とすることが好ましい。Si含有量が少なすぎると、Siの絶対量が不足するため、本発明で規定する前記クラスタを規定する数密度だけ形成させることができず、塗装焼付け硬化性が著しく低下する。更には、各用途に要求される全伸びなどの諸特性を兼備することができない。一方、Si含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、曲げ加工性や全伸び等が著しく低下する。更に、溶接性も著しく阻害される。したがって、Siは0.3~20の範囲とする。Mg:0.2~2.0Mgも、Siとともに本発明で規定する前記クラスタ形成の重要元素である。また、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記人工時効処理時に、Siとともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとしての必要耐力を得るための必須の元素である。Mg含有量が少なすぎると、Mgの絶対量が不足するため、本発明で規定する前記クラスタを規定する数密度だけ形成させることができず、塗装焼付け硬化性が著しく低下する。このためパネルとして必要な耐力が得られない。一方、Mg含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、曲げ加工性や全伸び等が著しく低下する。したがって、Mgの含有量は0.2~2.0の範囲で、SiMgが質量比で1.0以上となるような量とする。製造方法次ぎに、本発明アルミニウム合金板の製造方法について以下に説明する。本発明アルミニウム合金板は、製造工程自体は常法あるいは公知の方法であり、上記6000系成分組成のアルミニウム合金鋳塊を鋳造後に均質化熱処理し、熱間圧延、冷間圧延が施されて所定の板厚とされ、更に溶体化焼入れなどの調質処理が施されて製造される。但し、これらの製造工程中で、BH性を向上させるために本発明のクラスタを制御するためには、後述する通り、溶体化および焼入れ処理後の再加熱処理条件をより適正に制御する必要がある。また、他の工程においても、本発明の規定範囲内に前記クラスタを制御するための好ましい条件もある。先ず、溶解、鋳造工程では、上記6000系成分組成範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、連続鋳造法、半連続鋳造法DC鋳造法等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。ここで、本発明の規定範囲内にクラスタを制御するために、鋳造時の平均冷却速度について、液相線温度から固相線温度までを30°C/分以上と、できるだけ大きく速くすることが好ましい。このような、鋳造時の高温領域での温度冷却速度制御を行わない場合、この高温領域での冷却速度は必然的に遅くなる。このように高温領域での平均冷却速度が遅くなった場合、この高温領域での温度範囲で粗大に生成する晶出物の量が多くなって、鋳塊の板幅方向,厚さ方向での晶出物のサイズや量のばらつきも大きくなる。この結果、本発明の範囲に前記規定クラスタを制御することができなくなる可能性が高くなる。次いで、前記鋳造されたアルミニウム合金鋳塊に、熱間圧延に先立って、均質化熱処理を施す。この均質化熱処理均熱処理は、組織の均質化、すなわち、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすことを目的とする。この目的を達成する条件であれば、特に限定されるものではなく、通常の1回または1段の処理でも良い。均質化熱処理温度は、500°C以上で融点未満、均質化時間は4時間以上の範囲から適宜選択される。この均質化温度が低いと結晶粒内の偏析を十分に無くすことができず、これが破壊の起点として作用するために、伸びフランジ性や曲げ加工性が低下する。この後、直ちに熱間圧延を開始又は、適当な温度まで冷却保持した後に熱間圧延を開始しても、本発明で規定するクラスタの数密度に制御することはできる。この均質化熱処理を行った後、300°C~500°Cの間を20~100°C/hrの平均冷却速度で室温まで冷却し、次いで20~100°C/hrの平均加熱速度で350°C~450°Cまで再加熱し、この温度域で熱間圧延を開始することもできる。この均質化熱処理後の平均冷却速度および、その後の再加熱速度の条件を外れると、粗大なMg-Si化合物が形成される可能性が高くなる。熱間圧延は、圧延する板厚に応じて、鋳塊の粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とから構成される。これら粗圧延工程や仕上げ圧延工程では、リバース式あるいはタンデム式などの圧延機が適宜用いられる。この際、熱延粗圧延開始温度が固相線温度を超える条件では、バーニングが起こるため熱延自体が困難となる。また、熱延開始温度が350°C未満では熱延時の荷重が高くなりすぎ、熱延自体が困難となる。したがって、熱延開始温度は350°C~固相線温度、更に好ましくは400°C~固相線温度の範囲とする。この熱延板の冷間圧延前の焼鈍は必ずしも必要ではないが、結晶粒の微細化や集合組織の適正化によって、成形性などの特性を更に向上させる為に実施しても良い。冷間圧延では、上記熱延板を圧延して、所望の最終板厚の冷延板に製作する。但し、結晶粒をより微細化させるためには、冷間圧延率は60以上であることが望ましく、また前記荒鈍と同様の目的で、冷間圧延パス間で中間焼鈍を行っても良い。冷間圧延後、溶体化焼入れ処理を行う。溶体化処理焼入れ処理については、通常の連続熱処理ラインによる加熱,冷却でよく、特に限定はされない。ただ、各元素の十分な固溶量を得ること、および前記した通り、結晶粒はより微細であることが望ましいことから、520°C以上の溶体化処理温度に、加熱速度5°C/秒以上で加熱して、0~10秒保持する条件で行うことが望ましい。また、成形性やヘム加工性を低下させる粗大な粒界化合物形成を抑制する観点から、焼入れ時の冷却速度は50°C/秒以上で行うことが望ましい。冷却速度が遅いと、粒界上にSi、Mg2Siなどが析出しやすくなり、プレス成形や曲げ加工時の割れの起点となり易く、これら成形性が低下する。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段や条件を各々選択して用いる。この室温まで焼入れ冷却した後、1時間以内に冷延板を再加熱処理する。この再加熱処理は100~150°Cの温度域に、平均加熱速度昇温速度1°C/秒S以上で再加熱し、到達再加熱温度で02~1時間保持する。そして、この再加熱温度域から、室温まで冷却するが、この際、室温まで一様に冷却するのではなく、温度域に応じて、平均冷却速度を変える2段階の冷却とする。焼入れ冷却終了後から再加熱処理までの室温保持放置時間が1時間を超えたり、平均加熱速度昇温速度1°C/秒S未満となっては、室温保持室温時効で形成されるクラスタが先に生成して、本発明で規定する所定のクラスタの数密度が得られず、前記室温時効後の低温短時間での焼付硬化性が得られない。このうち、焼入れ冷却終了後から再加熱処理までの室温保持放置時間はより短い方が好ましい。また、平均加熱速度昇温速度は速い方が好ましく、高周波加熱などの高速加熱手段によって、1°C/秒S以上、好ましくは5°C/秒S以上とすることが好ましい。前記再加熱温度が100°C未満でも、本発明で規定する所定のクラスタ密度が得られず、前記室温時効後の低温短時間での焼付硬化性が得られない。また、加熱温度が150°Cを超える条件では、本発明で規定する所定のクラスタ密度を超過して形成され、又はクラスタとは異なるβ’などの金属間化合物相を形成し、成形性や曲げ加工性を低下させる。この再加熱処理においては、再加熱温度と共に、平均加熱速度昇温速度、到達再加熱温度の保持時間、その後の平均冷却速度も本発明で規定する所定のクラスタの数密度生成に大きく影響する。平均加熱速度が遅すぎる、保持時間が短すぎる、あるいは再加熱後の平均冷却速度が速すぎては、本発明で規定する所定のクラスタ密度が得られず、前記室温時効後の低温短時間での焼付硬化性が得られない。また、過剰に長時間保持されると、本発明で規定する所定のクラスタ密度を超過して形成されるか又はクラスタとは異なるβ’などの金属間化合物相を形成し、成形性や曲げ加工性を低下させる可能性がある。再加熱処理後の2段階の冷却Al-Mg-Si系アルミニウム合金圧延板がこれら一連の調質された後の、BH処理までの室温経時時間が長いほど、前記比較的小さなサイズのクラスタが多くなって、BH処理時の析出物の析出を阻害し、BH性を低くする。その一方で、前記室温経時時間が短いAl-Mg-Si系アルミニウム合金板ほど、前記比較的大きなサイズのクラスタが多くなって、BH処理時に成長して、BH処理時の析出物の析出を促進して、BH性を高くする。ただ、このような調質後のBH処理までの室温経時時間は、自動車の製造ラインの都合で変わり、制御はできにくい。このため、本発明では、この調質における再加熱処理条件、特に、この再加熱処理後の、温度域に応じて平均冷却速度を変える2段階の冷却によって、室温経時される前に、予め本発明クラスタのサイズ別の数密度規定を満たすようにする。具体的には、再加熱処理温度の100°Cを超え、130°C以下の温度域から100°Cまでの第一段の平均冷却速度は、0.1°C/hr以上、1°C/hr未満とする。そして、100°C以下、室温までの第ニ段の平均冷却速度は、1°C/hr以上、100°C/hr以下とする。前提として、本発明で規定する前記クラスタを一定量平均数密度以上存在させるためには、前記したアルミニウム合金組成と調質までの板の製造条件が前提として必要である。ただ、前記条件での溶体化および焼入れ処理後、1時間以内にアルミニウム合金板を100°Cを超え、130°C以下の温度域に再加熱して02~1時間保持する再加熱処理によって、本発明で規定する前記クラスタを一定量平均数密度以上確実に存在させることである。すなわち、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定されたクラスタとして、そのクラスタが、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含み、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下であり、これらの条件を満たすクラスタを50×1023個/m3以上の平均数密度で含む組織とできる。そして、このように本発明で規定するクラスタを一定量平均数密度以上存在させることを前提に、再加熱処理後の前記2段階の細かい冷却によって、本発明で規定するサイズ分布とすることができる。すなわち、本発明で規定するクラスタのうち、最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズのクラスタの平均数密度を10.0×1023個/m3以下に規制できる。また、この最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズのクラスタの平均数密度aと、最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズのクラスタの平均数密度bとの比a/bが35以下となるように、前記最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズのクラスタを含むものとできる。したがって、例え、他の再加熱処理条件を満足しても、再加熱処理後の前記2段階の細かい冷却条件などのひとつの条件が適正でないと、本発明で規定するクラスタは、規定するサイズ分布とはならない可能性が高くなる。再加熱処理温度の100°Cを超え、130°C以下の温度域では、溶体化焼き入れ処理時に導入された凍結空孔によって、クラスタの成長が促進され、サイズの大きなクラスタが主に形成されやすい。この傾向は保持温度が高いほど凍結空孔の寄与が大きく、形成されるクラスタが大きくなる。ただし、高い温度での長時間の保持は、クラスタの粗大化と共にオストワルド成長による平均数密度低減をもたらすため、長時間の保持は平均数密度の観点では逆効果である。よりサイズの大きなクラスタを形成することと、その平均数密度を最大化させることを両立させるためのプロセスとして、100°Cを超え、130°C以下の温度域では長時間の保持をせず、冷却中の冷却速度を制御することで、より大きなクラスタの数密度の制御を行う。具体的には、再加熱処理温度の100°Cを超え、130°C以下の温度域から100°Cまでの第一段の平均冷却速度が1°C/hr以上では、前記最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズのクラスタが形成されにくくなる結果、そのクラスタの平均数密度が50×1023個/m3以上にならない。さらに、100°Cを超え、130°C以下の温度域でのクラスタの形成が進まないため、溶体化冷却処理時に過飽和に固溶したMg、Siが多量に残った状態となるため、後述するように、100°C以下、室温までの温度域で形成されやすい、最大となる円相当直径の半径が1.5nm未満のサイズのクラスタが優先的に形成され、そのクラスタの平均数密度が100×1023個/m3以下にならない。あるいは、前記割合のa/bを35以下にできない。また、標記第一段の冷却速度が0.1°C/hr未満では、温度の低下が極端に小さくなるため、再加熱処理時に100°Cを超え、130°C以下の温度域に長時間保持した場合と同様な状態となり、クラスタサイズは大きくなるものの、オストワルド成長によって、前記最大となる円相当直径の半径が1.5nm以上のサイズのクラスタの平均数密度が逆に小さくなり、そのクラスタの平均数密度が50×1023個/m3以上にならない。あるいは、前記割合のa/bを3.5以下にできない。そして、100°C以下、室温までの温度域では、凍結空孔の拡散速度が低下するため、1.5nm以上の粗大なクラスタが形成されにくく、1.5nm未満の微細なクラスタの形成が優勢となる。従って、100°C以下、室温までの温度域における、第ニ段の平均冷却速度が1°C/hr未満では、1.5nm未満のサイズの平均数密度が増大し、そのクラスタの平均数密度が100×1023個/m3以下にならない。あるいは、前記割合のa/bを35以下にできない。また、第二段の平均冷却速度の上限であるが、大きいほど、1.5nm未満の微細なクラスタの形成を抑える効果が大きくなるが、工業的にはスプレー、浸堰等に相当する冷却速度である100°C/s以上ではその効果は余り顕著でなくなるため、工業的に可能な範囲としては上限は100°C/sである。以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。次に本発明の実施例を説明する。本発明で規定のクラスタ条件が異なる6000系アルミニウム合金板を、溶体化および焼入れ処理後の再加熱処理条件で作り分けて、調質後の低温短時間でのBH性塗装焼付け硬化性を各々評価した。合わせて、プレス成形性や曲げ加工性としてのヘム加工性も評価した。前記本発明規定のクラスタ条件とは、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含み、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下の条件を満たす原子の集合体である。そして、これらの平均数密度と、これらの集合体のうちで、最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズの原子の集合体の平均数密度a、最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの原子の集合体の平均数密度b、これらの比a/bである。また、前記作り分けは、表1に示す組成の6000系アルミニウム合金板を、表2に示すように、溶体化および焼入れ処理後の再加熱処理条件、加熱温度°C、表2では到達温度と記載、保持時間hr、そして特に、これら加熱保持後の冷却条件を種々変えて製造した。なお、表1中の各元素の含有量の表示において、各元素における数値をブランクとしている表示は、その含有量が検出限界以下であることを示す。アルミニウム合金板の具体的な製造条件は以下の通りである。表1に示す各組成の鋳塊を、DC鋳造法により共通して溶製した。この際、各例とも共通して、鋳造時の平均冷却速度について、液相線温度から固相線温度までを50°C/分とした。続いて、鋳塊を、各例とも共通して、540°C×4時間均熱処理した後、熱間粗圧延を開始した。そして、各例とも共通して、続く仕上げ圧延にて、厚さ3.5mmまで熱延し、熱間圧延板コイルとした。熱間圧延後のアルミニウム合金板を、各例とも共通して、500°C×1分の荒焼鈍を施した後、冷延パス途中の中間焼鈍無しで加工率70の冷間圧延を行い、各例とも共通して、厚さ1.0mmの冷延板コイルとした。更に、この各冷延板を、各例とも共通して、連続式の熱処理設備で調質処理T4した。具体的には、500°Cまでの平均加熱速度を10°C/秒として、表2に記載の溶体化処理温度まで加熱し、直ちに、表2に記載の平均冷却速度で、室温まで冷却する、溶体化および焼入れ処理を行った。この後、各例とも表2に示す各条件で、同じ連続式の熱処理設備内でオンラインにて再加熱処理を行った。これら調質処理後2ヶ月室温放置した後の各最終製品板から供試板を切り出し、各供試板の組織と特性とを測定、評価した。これらの結果を表3に示す。クラスタ先ず、前記供試板の板厚中央部における組織を前記3DAP法により分析し、本発明で規定するクラスタの全体の平均数密度×1023個/m3、これらの集合体のうちで、最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズの原子の集合体の平均数密度a×1023個/m3、最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの原子の集合体の平均数密度b×1023個/m3、これらの比a/bを各々前記した方法で求めた。なお、表3では、前記本発明規定のクラスタ条件のうち、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含みを、単にMg、Si原子10個以上と簡略化して記載している。また、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下を、単に距離0.75nm以下と簡略化して記載している。また、これらの条件を満たす原子の集合体の平均数密度×1023個/m3を、単に全体の平均数密度と記載している。また、これらの集合体のうちで、最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズの原子の集合体の平均数密度a×1023個/m3を、単に半径<15nm平均数密度aと簡略化して記載している。また、最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの原子の集合体の平均数密度b×1023個/m3を、単に半径≧15nm平均数密度bと簡略化して記載している。塗装焼付硬化性前記調質処理後2ヶ月室温放置した後の各供試板の機械的特性として、02耐力As耐力と全伸びAs全伸びを引張試験により求めた。また、これらの各供試板を各々共通して、150°C×20分の低温、短時間の人工時効硬化処理した後BH後の、供試板の02耐力BH後耐力を引張試験により求めた。そして、これら02耐力同士の差耐力の増加量から各供試板のBH性を評価した。前記引張試験は、前記各供試板から、各々JISZ2201の5号試験片25mm×50mmGL×板厚を採取し、室温にて引張り試験を行った。このときの試験片の引張り方向を圧延方向の直角方向とした。引張り速度は、0.2耐力までは5mm/分、耐力以降は20mm/分とした。機械的特性測定のN数は5とし、各々平均値で算出した。なお、前記BH後の耐力測定用の試験片には、この試験片に、板のプレス成形を模擬した2の予歪をこの引張試験機により与えた後に、前記BH処理を行った。ヘム加工性ヘム加工性は、前記調質処理後2ヶ月室温放置後の各供試板についてのみ行った。試験は、30mm幅の短冊状試験片を用い、ダウンフランジによる内曲げR1.0mmの90°曲げ加工後、1.0mm厚のインナを挟み、折り曲げ部を更に内側に、順に約130度に折り曲げるプリヘム加工、180度折り曲げて端部をインナに密着させるフラットヘム加工を行った。このフラットヘムの曲げ部縁曲部の、肌荒れ、微小な割れ、大きな割れの発生などの表面状態を目視観察し、以下の基準にて目視評価した。0;割れ、肌荒れ無し、1;軽度の肌荒れ、2;深い肌荒れ、3;微小表面割れ、4;線状に連続した表面割れ、5;破断、表1~3に示す通り、各発明例は、本発明成分組成範囲内で、かつ好ましい条件範囲で製造、調質処理を行なっている。すなわち、本発明では、溶体化および室温まで焼入れ冷却した後、1時間以内に冷延板を再加熱処理している。そして、再加熱処理は、100~150°Cの温度域に、平均加熱速度1°C/秒S以上で再加熱し、到達再加熱温度で02~1時間保持している。そして、この再加熱時の100°Cを超え、130°C以下の温度域から100°Cまでの第一段の平均冷却速度を0.1°C/hr以上、1°C/hr未満としている。そして、100°C以下、室温までの第ニ段の平均冷却速度を1°C/hr以上、100°C/hr以下としている。このため、各発明例は、表3に示す通り、本発明で規定するクラスタ条件を満たしている。すなわち、前記本発明で規定するクラスタの平均数密度全体の平均数密度が50×1023個/m3以上含み、これらのクラスタのうち、最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズ半径<15nmのクラスタの平均数密度aを10.0×1023個/m3以下に規制する一方、この平均数密度aと、最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの原子のクラスタの平均数密度bとの比a/bが35以下となるように、前記最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズ半径≧15nmのクラスタを含んでいる。言い換えると、前記本発明で規定する特定のクラスタの平均数密度を満足することを前提に、このクラスタのサイズの分布状態を制御して、前記比較的小さなサイズ半径<15nmのクラスタを少なくするとともに、比較的大きなサイズ半径≧15nmのクラスタを多くしている大きなクラスタの割合を大きくしている。この結果、各発明例は、前記調質処理後の長期の室温時効後であって、かつ低温短時間での塗装焼付け硬化であっても、BH性に優れている。また、前記調質処理後の長期の室温時効後であっても、ヘム加工性に優れている。すなわち、本発明例によれば、室温時効し、車体塗装焼付け処理が150°C×20分などの低温で短時間化された場合であっても、より高いBH性や成形性曲げ加工性が発揮できるAl―Si―Mg系アルミニウム合金板を提供できることが分かる。表2、3の比較例2~6、37~41は、表1の発明合金例1を用いている。しかし、これら各比較例は、表2に示す通り、再加熱処理条件が好ましい範囲を外れている。比較例2、37は溶体化および室温まで焼入れ冷却した後の、冷延板を再加熱処理するまでの時間室温時効時間が1時間を超えている。比較例3は100°Cまでの第一段の平均冷却速度が0.1°C/hr未満と遅すぎる。比較例4は100°Cまでの第一段の平均冷却速度が1°C/hrを超えて速すぎる。比較例5、6は100°C以下、室温までの第ニ段の平均冷却速度が1°C/hr未満で遅すぎる。比較例38は再加熱処理時の平均加熱速度が1°C/秒S未満で遅すぎる。比較例39は再加熱到達温度が100°C未満で低すぎる。比較例40は再加熱到達温度が150°Cを超えて高すぎる。比較例41は到達再加熱温度での保持時間が02時間未満で短すぎる。この結果、これらの比較例は本発明で規定するクラスタの条件が外れ、同じ合金組成である発明例1に比して、特にBH性が劣っている。比較例2、37、39は前記本発明で規定するクラスタの平均数密度が50×1023個/m3未満と少なすぎる。比較例3、41は、前記小さなサイズ半径<15nmのクラスタの平均数密度aは10.0×1023以下に規制されているものの、前記比a/bが35を超えており、前記大きなサイズ半径≧15nmのクラスタの割合が少なすぎる。比較例3~6、38、40は、前記小さなサイズ半径<15nmのクラスタの平均数密度aが10.0×1023個/m3を超えて多すぎ、前記比a/bが35を超えて、前記大きなサイズ半径≧15nmのクラスタの割合が少なすぎる。表2、3の比較例8~12は、表1の発明合金例4を用いている。しかし、これら各比較例は、表2に示す通り、再加熱処理条件が好ましい範囲を外れている。比較例8は再加熱到達温度が100°C未満で低すぎる。比較例9は100°Cまでの第一段の平均冷却速度が0.1°C/hr未満で遅すぎる。比較例10は100°Cまでの第一段の平均冷却速度が1°C/hrを超えて速すぎる。比較例11、12は100°C以下、室温までの第ニ段の平均冷却速度が1°C/hr未満で遅すぎる。この結果、これらの比較例は本発明で規定するクラスタの条件が外れ、同じ合金組成である発明例7に比して、特にBH性が劣っている。比較例8は前記小さなサイズ半径<15nmのクラスタの平均数密度aは10.0×1023以下に規制されているものの、前記比a/bが35を超えており、前記大きなサイズ半径≧15nmのクラスタの割合が少なすぎる。比較例9~12は、前記小さなサイズ半径<15nmのクラスタの平均数密度aが10.0×1023個/m3を超えて多すぎ、前記比a/bが35を超えて、前記大きなサイズ半径≧15nmのクラスタの割合が少なすぎる。表2、3の比較例14~18は、表1の発明合金例7を用いている。しかし、これら各比較例は、表2に示す通り、再加熱処理条件が好ましい範囲を外れている。比較例14は再加熱到達温度が150°Cを超えて高すぎる。比較例15は100°Cまでの第一段の平均冷却速度が0.1°C/hr未満と遅すぎる。比較例16は100°Cまでの第一段の平均冷却速度が1°C/hrを超えて速すぎる。比較例17、18は100°C以下室温までの第ニ段の平均冷却速度が1°C/hr未満と遅すぎる。この結果、これらの比較例14~18は本発明で規定するクラスタの条件が外れ、前記小さなサイズ半径<15nmのクラスタの平均数密度aは10.0×1023以下に規制されているものの、前記比a/bが35を超えており、前記大きなサイズ半径≧15nmのクラスタの割合が少なすぎる。この結果、同じ合金組成である発明例13に比して、特にBH性が劣っている。表2、3の比較例42、43は、表1の発明合金例9を用いている。しかし、これら各比較例は、表2に示す通り、再加熱処理条件が好ましい範囲を外れている。比較例42は100°Cまでの第一段の平均冷却速度が0.1°C/hr未満と遅すぎる。比較例43は100°Cまでの第一段の平均冷却速度が1°C/hrを超えて速すぎる。この結果、これらの比較例42、43は本発明で規定するクラスタの条件が外れ、前記小さなサイズ半径<15nmのクラスタの平均数密度aが10.0×1023個/m3を超えて多すぎ、前記比a/bが35を超えて、前記大きなサイズ半径≧15nmのクラスタの割合が少なすぎる。この結果、同じ合金組成である発明例24に比して、特にBH性やヘム加工性が劣っている。また、表2、3の比較例30~36は、再加熱処理条件を含めて好ましい範囲で製造しているものの、必須元素のMgあるいはSiの含有量が各々本発明範囲を外れているか、あるいは不純物元素量が多すぎる。このため、これら比較例30~36は、表3に示す通り、本発明で規定するクラスタの条件のいずれかが外れており、各発明例に比して、BH性やヘム加工性が劣っている。比較例30は表1の合金15であり、Siが多すぎる。比較例31は表1の合金16であり、Zrが多すぎる。比較例32は表1の合金17であり、Feが多すぎる。比較例33は表1の合金18であり、Vが多すぎる。比較例34は表1の合金19であり、Tiが多すぎる。比較例35は表1の合金20であり、Cuが多すぎる。比較例36は表1の合金21であり、Znが多すぎる。したがって、以上の実施例の結果から、長期室温時効後の低温短時間条件でのBH性向上に対して、前記本発明で規定するクラスタの各条件を全て満たす必要性があることが裏付けられる。すなわち、前記本発明で規定するクラスタの平均数密度全体の平均数密度を10×1023個/m3以上含むことの意義が裏付けられる。また、これらのクラスタのうち、最大となる円相当径の半径が15nm未満のサイズ半径<15nmのクラスタの平均数密度aを10.0×1023個/m3以下に規制する意義が裏付けられる。その一方で、この平均数密度aと、最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズの原子のクラスタの平均数密度bとの比a/bが35以下となるように、前記最大となる円相当径の半径が15nm以上のサイズ半径≧15nmのクラスタを含むことの意義が裏付けられる。言い換えると、前記本発明で規定する特定のクラスタの平均数密度を満足することを前提に、このクラスタのサイズの分布状態を制御して、前記比較的小さなサイズ半径<15nmのクラスタを少なくするとともに、比較的大きなサイズ半径≧15nmのクラスタを多くしている大きなクラスタの割合を大きくしていることの、長期室温時効後の低温短時間条件でのBH性や、長期室温時効後の成形性をも兼備するための臨界的な意義乃至効果が意義が裏付けられる。また、このようなクラスタ条件やBH性などを得るための、本発明における成分組成の各要件あるいは好ましい製造条件の臨界的な意義乃至効果も裏付けられる。"