"Ni-Fe-Co-M合金であって、Ni、Fe、Coの比率がatで、Ni:Fe:Co=98~20:0~50:0~60、FeCo≧1.5であり、かつ、M元素としてW,Mo,Ta,Cr,V,Nbの1種または2種以上を2~20at含有することを特徴とする磁気記録媒体のシード層用合金。Ni-Fe-Co-M合金であって、Ni、Fe、Coの比率がatで、Ni:Fe:Co=98~20:2~50:0~60であり、かつ、M元素としてW,Mo,Ta,Cr,V,Nbの1種または2種以上を2~20at含有することを特徴とする磁気記録媒体のシード層用合金。請求項1または2に記載のM元素のうち、W,Moの1種または2種を含有することを特徴とする磁気記録媒体のシード層用合金。請求項1~3のいずれか1項に記載のM元素のうち、Crを5超含有することを特徴とする磁気記録媒体のシード層用合金。請求項1~4のいずれか1項に記載のM元素に加えて、Al,Ga,In,Si,Ge,Sn,Zr,Ti,Hf,B,Cu,P,C,Ruの1種または2種以上を0~10at含有することを特徴とする磁気記録媒体のシード層用合金。請求項1~5のいずれか1項に記載の磁気記録媒体のシード層用合金を使用してなるスパッタリングターゲット材。請求項1~5のいずれか1項に記載のシード層用合金を使用してなる磁気記録媒体。一方、近年、ハードディスクドライブの磁気記録特性を改善する一つの手法として、シード層に磁性を持たせる方法が検討されるようになってきた。しかし、上述したように、特許文献1に記載のシード層用合金は非磁性であり、磁性を持たせるシード層用合金として適当とは言えない。そのため上述のようにシード層用合金として求められる特性を備えると共に、磁性を有するシード層用合金の開発が求められていた。なお、軟磁性層とシード層の大きな違いとして、軟磁性層ではノイズ低減のためにアモルファスであることが求められるが、シード層ではシード層の上に形成される層の配向を制御する作用が要求されており、非晶質であるアモルファスとは反対に高い結晶性を有することが求められる。上述のような要求を十分達成するために、発明者らは鋭意開発を進めた結果、磁性を有するVIII族の元素であるFe,Coを添加することで、シード層に磁性を持たせ、かつ111面方向の保磁力を低下させることで、透磁率が高くなることを見出し、発明を完成させるに至った。その発明の要旨とするところは、1Ni-Fe-Co-M合金であって、Ni、Fe、Coの比率がatで、Ni:Fe:Co=98~20:0~50:0~60、FeCo≧1.5であり、かつ、M元素としてW,Mo,Ta,Cr,V,Nbの1種または2種以上を2~20at含有することを特徴とする磁気記録媒体のシード層用合金。2Ni-Fe-Co-M合金であって、Ni、Fe、Coの比率がatで、Ni:Fe:Co=98~20:2~50:0~60であり、かつ、M元素としてW,Mo,Ta,Cr,V,Nbの1種または2種以上を2~20at含有することを特徴とする磁気記録媒体のシード層用合金。3前記1または2に記載のM元素のうち、W,Moの1種または2種を含有することを特徴とする磁気記録媒体のシード層用合金。4前記1~3のいずれか1項に記載のM元素のうち、Crを5超含有することを特徴とする磁気記録媒体のシード層用合金。5前記1~4のいずれか1項に記載のM元素に加えて、Al,Ga,In,Si,Ge,Sn,Zr,Ti,Hf,B,Cu,P,C,Ruの1種または2種以上を0~10at含有することを特徴とする磁気記録媒体のシード層用合金。6前記1~5のいずれか1項に記載の磁気記録媒体のシード層用合金を使用してなるスパッタリングターゲット材。7前記1~5のいずれか1項に記載のシード層用合金を使用してなる磁気記録媒体にある。以上述べたように、Ni-M系合金に磁性を有するVIII族の元素であるFe,Coを添加することで、軟磁性下地膜SULの上にあるNi系中間層に磁性を持たせ、かつ111面方向の保磁力を低下させることで、透磁率が高くすることを可能とした磁気記録媒体のシード層用合金およびそれを使用したスパッタリングターゲット材を提供することにある。以下、本発明に係る発明の限定理由を説明する。本発明に係るNi-Fe-Co-M合金において、Ni、Fe、Coの比率である、Ni:Fe:Co=α:β:γとすると、α:98.5~20とする。98.5以下とした理由は、βγが1.5未満では保磁力が高くなる。また、20以上とした理由は、20未満では、上記同様保磁力が高くなる。したがって、その範囲を98.5~20とした。好ましくは98.5~60とする。at比β:0~50Feは、保磁力を低減する元素であり、かつ、膜の配向性を改善する元素でもある。しかし、50を超えると保磁力が高くなることから、その範囲を0~50とした。好ましくは2~50、より好ましくは10~40とする。at比γ:0~60Coは、111方向の保磁力を低減する元素である。しかし、60を超えると保磁力が高くなることら、その上限を60とした。好ましくは40以下とする。また、Ni-Fe-Co-M合金において、W,Mo,Ta,Cr,V,Nbを以下M1元素と称とすると、このM1元素は、高融点を持つbcc系金属であり、本発明で規定する成分範囲でfccであるNi-Fe-Co系に添加することにより、そのメカニズムは明確ではないが、シード層に求められる111面への配向性を改善させ、かつ結晶粒をを微細化させる元素である。このW,Mo,Ta,Cr,V,Nbの1種または2種以上をat量で、2~20とする。しかし、2未満ではその効果が十分でなく、また、20を超えると化合物が析出するか、アモルファス化する。シード層用合金としてはfcc単相である事が求められることから、その範囲を2~20とする。好ましくは5~15とする。また、111面の配向に効果が高いのはW,Moで、望ましくはW,Moの1種または2種を必須とし、Cr,Ta,V,Nbはこれに添加してもよい。その理由は、Niと高融点bcc金属の組合せで、Mo,WはCrに比べ融点が高く有利である。また、Ta,V,Nb添加はW、Moに比べ、添加する事でアモルファス性を高めることにも作用し、シード層に求められるfcc相形成に不利である。Crは望ましくは5超え添加した場合に配向性の点で有利となる。さらに、Al,Ga,In,Si,Ge,Sn,Zr,Ti,Hf,B,Cu,P,C,Ruとを以下M2元素と称すると、このM2元素は、111面を配向させる元素であり、また、結晶粒を微細化する元素である。このAl,Ga,In,Si,Ge,Sn,Zr,Ti,Hf,B,Cu,P,C,Ruの1種または2種以上をat量で、0~10とする。しかし、10を超えると化合物が生じたり、アモルファス化することから、その上限を10とする。好ましくは5とする。また、M1M2は好ましくは、25at以下、さらに好ましくは20at以下とする。以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。通常、垂直磁気記録媒体におけるシード層はその成分と同じ成分のスパッタリングターゲット材をスパッタし、ガラス基板などの上に成膜し得られる。ここでスパッタにより成膜された薄膜は急冷されている。本発明での供試材としては、単ロール式の急冷装置にて作製した急冷薄帯を用いる。これは実際にスパッタにより急冷され成膜された薄膜の、成分による諸特性への影響を、簡易的に液体急冷薄帯により評価したものである。急冷薄帯の作製条件としては、表1の成分に秤量した原料30gを径10、長さ40mm程度の水冷銅鋳型にて減圧して、Ar中でアーク溶解し、急冷薄帯の溶解母材とした。急冷薄帯の作製条件は、単ロール方式で径15mmの石英缶中にて、この溶解母材をセットし、出湯ノズル径を1mmとし、雰囲気気圧61kPa、噴霧差圧69kPa、銅ロール径300mmの回転数3000rpm、銅ロールと出湯ノズルのギャップ0.3mmにて出湯した。出湯温度は各溶解母材の溶け落ち直後とした。このようにして作製した急冷薄帯を供試材とし、以下の項目を評価した。急冷薄帯の保磁力の評価としては、振動試料型の保磁力メータにて、試料台に両面テープで急冷リボンを張り付け、初期印加磁場144kA/mにて測定した。保磁力が300A/m以下を○、300A/mを超え500A/m以下を△、500A/mを超えるものを×とした。急冷薄帯の飽和磁束密度の評価としては、VSM装置振動試料型磁力計にて、印加磁場1200kA/mにて測定した。供試材の重量は15mg程度で、0.2T以上を○、0.2T未満を×として評価した。急冷薄帯の111面配向性評価としては、スパッタにより成膜されるシード層はfcc構造である。シード層は急冷することで200が配向する。通常、ランダム配向すれば111面と200面のX線回折強度がI200がI111より高くなる。そこで、下記の方法にて111面の配向性評価した。ガラス板に両面テープで供試材を貼り付け、X線回折装置にて回折パターンを得た。このとき、測定面は急冷薄帯の銅ロール接触面となるように供試材を貼り付けた。X線源はCu-α線でスキャンスピード4°/minで測定した。この回折パターンの111面で回折したX線の強度I111と同じく200面の強度I200との強度比であるI111/I200が0.7未満のものを×、0.7以上のものを○とした。また、化合物が生じるもの、アモルファス化したものについては×とした。急冷薄帯の結晶粒径の評価としては、急冷薄帯の断面ミクロ組織像のロール方向にて、JISG0551鋼結晶粒度の顕微鏡試験方法に準じて測定した。P/Ltが1.0以上を○、0.5以上、1.0未満を△、0.5未満を×とした。表1~8に示すように、No.1~95、125~188は本発明例であり、No.96~124、189~194は比較例である。なお、表1~8に示す成分組成に記載する、例えば、No.1は、Wが2atであるので、Ni2Feは100-2で98atであり、この98を1としたとき、Niは100-2、Feは2の比率である。また、Coは含んでいないのでその比率は0に相当する。同様に、No.50であれば、WとInで計7atなので、Ni50Feは、100-7で93atであり、この93atを1としたとき、Niは100-50、Feは50の比、つまりNiとFeはat比で同じ比率であることから、93atの半分ずつの46.5atずつであることを意味するものである。比較例No.96は、Ni単独であることから、保磁力が高く、配向性および結晶粒径がそれぞれ劣る。比較例No.97は、M元素がないために、配向性および結晶粒径がそれぞれ劣る。比較例No.98は、Fe含有量が高いために、保磁力が高くなる。比較例No.99は、Wの含有量が低く、かつAl含有量が高いために、保磁力がやや高くなり、かつ配向性が劣る。比較例No.100は、W含有量が高いために、保磁力の測定困難であり、また、飽和磁束密度および配向性が劣る。比較例No.101,102は、Wの含有量が低く、かつZrおよびBの含有量が高いために、配向性が劣る。比較例No.103は、Niの含有量が低く、Feの含有量が高いために、保磁力が高くなる。比較例No.104は、Niの含有量が低く、Feの含有量が高いために、保磁力が高くなる。比較例No.105は、Crの含有量が低いために、保磁力が高く、配向性および結晶粒径がそれぞれ劣る。比較例No.106は、Crの含有量が高いために、全ての特性が劣る。比較例No.107は、Moの含有量が低いために、保磁力が高く、配向性および結晶粒径がそれぞれ劣る。比較例No.108は、Moの含有量が高いために、全ての特性が劣る。比較例No.109は、Taの含有量が低いために、保磁力が高く、配向性および結晶粒径がそれぞれ劣る。比較例No.110は、Taの含有量が高いために、全ての特性が劣る。比較例No.111は、Vの含有量が低いために、保磁力が高く、配向性および結晶粒径がそれぞれ劣る。比較例No.112は、Vの含有量が高いために、全ての特性が劣る。比較例No.113は、Nbの含有量が低いために、保磁力が高く、配向性および結晶粒径がそれぞれ劣る。比較例No.114は、Nbの含有量が高いために、全ての特性が劣る。比較例No.115は、Caの含有量が高いために、配構成と結晶粒径が劣る。比較例No.116は、Inの含有量が高いために、配構成と結晶粒径が劣る。比較例No.117は、Siの含有量が高いために、配構成と結晶粒径が劣る。比較例No.118は、Geの含有量が高いために、配構成と結晶粒径が劣る。比較例No.119は、Tiの含有量が高いために、配構成と結晶粒径が劣る。比較例No.120は、Hfの含有量が高いために、配構成と結晶粒径が劣る。比較例No.121は、Cuの含有量が高いために、配構成と結晶粒径が劣る。比較例No.122は、Pの含有量が高いために、配構成と結晶粒径が劣る。比較例No.123は、Cの含有量が高いために、配構成と結晶粒径が劣る。比較例No.124は、Ruの含有量が高いために、配構成と結晶粒径が劣る。表8の比較例No.189は、FeCoの含有量が低いために、保磁力が劣る。比較例No.190は、FeCoの含有量が低いために、保磁力が劣る。No.191は、FeCoの含有量が低いために、保磁力が劣る。No.192は、FeCoの含有量が低いために、保磁力が劣る。No.193は、FeCoの含有量が低いために、保磁力が劣る。No.194は、本発明条件内ではあるが、Cr添加量が4.9と5を超えていないため、特性がやや劣る。そのために比較例とした。以上のように、Ni-Fe-Co-M合金において、一定の含有量に規制することにより、この領域に規制することで、磁性を有し、かつ、111方向の透磁率を高くなることを見出し、Ni系シード層に磁性を付与することにより、磁気ヘッドと軟磁性下地膜との距離を短くすることができるという優れた効果を奏するものである。次に、スパッタリングターゲット材の製造方法の例を示す。表1の本発明例No.2、No.10、No.14、No.18、No.25および表2のNo.35、No.38、No.43、表3のNo.51、No.70、表4のNo.79、No.85、No.89、No.95、表5のNo.102、No.117、No.118、No122、表6のNo.128、No.135、No.144、表7のNo.159、No.170、No176、表8のNo.188、比較例No.190、比較例No.193に示す成分組成のものを秤量した溶解原料を、減圧Arガス雰囲気の耐火物坩堝内で誘導加熱溶解した後、坩堝下部の直径8mmのノズルより出湯し、Arガスによりアトマイズした。このガスアトマイズ粉末を原料粉末として、炭素鋼製の直径250mm、長さ100mmのカプセル内に充填、真空脱気封入した。上記粉末充填ブレットを、表1のNo.2、No.10、No.14、No.18、No.25、表3のNo.51、No.70、は成形温度1000°C、成形圧力147MPa、成形時間1時間、表2のNo.35、No.38、No.43、表4のNo.79、No.85、No.89、No.95は成形温度1100°C、成形圧力147MPa、成形時間3時間、表5のNo.102、No.117、No.118、No.122、表6のNo.128、No.135、No.144、表7のNo.159、No.170、No176、表8のNo.188、比較例No.190、比較例No.193は成形温度950°C、成形圧力147MPa、成形時間5時間の条件でHIP成形した。このHIP体を、ワイヤーカット、旋盤加工、平面研磨により、直径180mm、厚さ7mmの円盤状に加工し、スパッタリングターゲット材とした。これら27種類の成分組成についてスパッタリングターゲット材を用い、ガラス基板上にスパッタ膜を成膜した。X線回折パターンは、本発明例No.2、No.10、No.14、No.18、No.25、No.35、No.38、No.43、No.51、No.70、No.79、No.85、No.89、No.95、No.128、No.135、No.144、No.159、No.170、No.176、No.186、はいずれにおいても良好な配向性が見られ、比較例No.102、No.117、No.118、No.122、には良好な配向性がみられなかった。また、急冷薄帯と同様に磁気特性の測定を行ったところ、本発明例No.2、No.10、No.14、No.18、No.25、No.35、No.38、No.43、No.51、No.70、No.79、No.85、No.89、No.95、No.128、No.135、No.144、No.159、No.170、No.176、No.186、はいずれも良好な磁気特性が見られ、比較例No.189、比較例No.190、比較例No.193では良好な磁気特性が見られなかった。X線回折パターンについても、急冷薄帯と同様に測定を行ったところ、急冷薄帯にて評価した結果と同様の○、△、×であった。以上総括すると、急冷薄帯にて評価した結果とスパッタリングターゲット材を用いて成膜したスパッタ膜の評価とが同等の傾向であることを確認した。特許出願人山陽特殊製鋼株式会社代理人弁理士椎名彊"