"EUV光の反射面において、反射面の中心に位置する原点O及び複屈折測定点Aを結ぶ直線と、測定点Aにおける複屈折の進相軸とによりなす角度θの平均値が45°より大きいことを特徴とするチタニアドープ石英ガラス。EUV光の反射面において、複屈折の標準偏差が5nm/cm以下であることを特徴とする請求項1記載のチタニアドープ石英ガラス。EUV光の反射面において、複屈折の最大値が10nm/cm以下であることを特徴とする請求項1又は2記載のチタニアドープ石英ガラス。仮想温度分布が20°C以下であることを特徴とする請求項1乃至3のいずれか1項記載のチタニアドープ石英ガラス。仮想温度が850°C以下であることを特徴とする請求項1乃至4のいずれか1項記載のチタニアドープ石英ガラス。請求項1乃至5のいずれか1項記載のチタニアドープ石英ガラスから形成されたことを特徴とするEUVリソグラフィ用部材。EUVリソグラフィフォトマスク用基板であることを特徴とする請求項6記載のEUVリソグラフィ用部材。基板の表裏面のいずれか一方の中央部142×142mm角内の平坦度が50nm以下であることを特徴とする請求項7記載のEUVリソグラフィフォトマスク用基板。基板の両面においての中央部142×142mm角内の平坦度が50nm以下であることを特徴とする請求項8記載のEUVリソグラフィフォトマスク用基板。ケイ素源原料ガス及びチタン源原料ガスを可燃性ガス及び支燃性ガスにより酸化又は火炎加水分解させて得た合成シリカ-チタニア微粒子を回転するターゲット上に堆積すると同時に溶融ガラス化してチタニアドープ石英ガラスインゴットを製造する方法において、インゴット製造時の溶融面の形状をインゴット成長軸方向を長軸とした扁平形状に維持しながら製造することを特徴とするチタニアドープ石英ガラスの製造方法。インゴットの成長軸方向の溶融面部分のインゴットの長さをaとし、この成長軸方向と直交するインゴット径方向の溶融面長さをbとしたとき、0.3<1-b/a<0.67である請求項10記載のチタニアドープ石英ガラスの製造方法。チタニアドープ石英ガラス製造炉として横型炉を用い、バーナとして原料ガス噴射中心管の外側に第1の支然性ガス供給管、その外側に第1の可燃性ガス供給管を有する3重管以上の中心多重管部と、この中心多重管部を包囲する第1の外殻管及び第1の外殻管を包囲する第2の外殻管を有し、上記第1の外殻管及び第2の外殻管内にそれぞれ複数の支然性ガス供給管が配設されていると共に、これら支然性ガス供給管間を可燃性ガス供給部とするマルチノズル部とを備えたバーナを用い、上記原料ガス噴射中心管からケイ素源原料ガス、チタン源原料ガス及び支然性ガスをチタニアドープ石英ガラス中のチタニア量を3~10質量とする量で供給すると共に、可燃性ガスの線速を100m/sec以下とし、かつ可燃性ガスと支然性ガスとをその割合がH2/O2比として1.7≦H2/O2<2となるように供給し、この際、可燃性ガス、支然性ガス、ケイ素源原料ガス及びチタン源原料ガスの各々の供給流量の変動を±1以内に制御すると共に、石英ガラス製造炉内の冷却用に吸入する空気、石英ガラス製造炉からの排気及び石英ガラス製造炉周囲の外気の各々の温度の変動を±2.5°C以内に制御し、バーナとインゴット成長面との距離を250~330mm、インゴットの成長軸とバーナの原料ノズル軸との角度を126~140°として上記原料ガスを酸化又は火炎加水分解して生成したSiO2及びTiO2をターゲットに付着させると同時に溶融させ、バーナとターゲットとを相対揺動させることなく、かつインゴットを成長軸方向に垂直な面内で揺動させることなく、ターゲットを5~200rpmで回転させながらチタニアドープ石英ガラスのインゴットを製造し、次いでインゴットを熱間成型し、これを所要の厚さにスライスした後、1~20°C/hrの冷却速度で300°C以下までアニール処理することを特徴とするチタニアドープ石英ガラスの製造方法。本発明は、上記事情に鑑みなされたもので、高い平坦性を有し、EUVリソグラフィ用として有用なチタニアドープ石英ガラス及びその製造方法を提供することを目的とする。本発明者らは、EUVリソグラフィ用部材としてのチタニアドープ石英ガラスに関して鋭意研究を進めた結果、ハイフラットネスな研磨基板を得るためにはチタニアドープ石英ガラス内のチタニア濃度分布を均一にすること、ひいては脈理を抑制するだけでは、EUVリソグラフィ用部材としてのハイフラットネスな研磨基板が得られ難い場合があることがわかった。本発明者らは、更に鋭意検討を重ねた結果、EUV光の反射面において、反射面の中心に位置する原点O及び複屈折測定点Aを結ぶ直線と、測定点Aにおける複屈折の進相軸とによりなす角度θの平均値を45°より大きくすることで、EUV光の反射面における複屈折の進相軸が同心円状に分布し、高い平坦性を有するチタニアドープ石英ガラスが得られることを見出し、本発明をなすに至った。即ち、本発明は、下記のチタニアドープ石英ガラス及びその製造方法を提供する。請求項1:EUV光の反射面において、反射面の中心に位置する原点O及び複屈折測定点Aを結ぶ直線と、測定点Aにおける複屈折の進相軸とによりなす角度θの平均値が45°より大きいことを特徴とするチタニアドープ石英ガラス。請求項2:EUV光の反射面において、複屈折の標準偏差が5nm/cm以下であることを特徴とする請求項1記載のチタニアドープ石英ガラス。請求項3:EUV光の反射面において、複屈折の最大値が10nm/cm以下であることを特徴とする請求項1又は2記載のチタニアドープ石英ガラス。請求項4:仮想温度分布が20°C以下であることを特徴とする請求項1乃至3のいずれか1項記載のチタニアドープ石英ガラス。請求項5:仮想温度が850°C以下であることを特徴とする請求項1乃至4のいずれか1項記載のチタニアドープ石英ガラス。請求項6:請求項1乃至5のいずれか1項記載のチタニアドープ石英ガラスから形成されたことを特徴とするEUVリソグラフィ用部材。請求項7:EUVリソグラフィフォトマスク用基板であることを特徴とする請求項6記載のEUVリソグラフィ用部材。請求項8:基板の表裏面のいずれか一方の中央部142×142mm角内の平坦度が50nm以下であることを特徴とする請求項7記載のEUVリソグラフィフォトマスク用基板。請求項9:基板の両面においての中央部142×142mm角内の平坦度が50nm以下であることを特徴とする請求項8記載のEUVリソグラフィフォトマスク用基板。請求項10:ケイ素源原料ガス及びチタン源原料ガスを可燃性ガス及び支燃性ガスにより酸化又は火炎加水分解させて得た合成シリカ-チタニア微粒子を回転するターゲット上に堆積すると同時に溶融ガラス化してチタニアドープ石英ガラスインゴットを製造する方法において、インゴット製造時の溶融面の形状をインゴット成長軸方向を長軸とした扁平形状に維持しながら製造することを特徴とするチタニアドープ石英ガラスの製造方法。請求項11:インゴットの成長軸方向の溶融面部分のインゴットの長さをaとし、この成長軸方向と直交するインゴット径方向の溶融面長さをbとしたとき、0.3<1-b/a<0.67である請求項10記載のチタニアドープ石英ガラスの製造方法。請求項12:チタニアドープ石英ガラス製造炉として横型炉を用い、バーナとして原料ガス噴射中心管の外側に第1の支然性ガス供給管、その外側に第1の可燃性ガス供給管を有する3重管以上の中心多重管部と、この中心多重管部を包囲する第1の外殻管及び第1の外殻管を包囲する第2の外殻管を有し、上記第1の外殻管及び第2の外殻管内にそれぞれ複数の支然性ガス供給管が配設されていると共に、これら支然性ガス供給管間を可燃性ガス供給部とするマルチノズル部とを備えたバーナを用い、上記原料ガス噴射中心管からケイ素源原料ガス、チタン源原料ガス及び支然性ガスをチタニアドープ石英ガラス中のチタニア量を3~10質量とする量で供給すると共に、可燃性ガスの線速を100m/sec以下とし、かつ可燃性ガスと支然性ガスとをその割合がH2/O2比として1.7≦H2/O2<2となるように供給し、この際、可燃性ガス、支然性ガス、ケイ素源原料ガス及びチタン源原料ガスの各々の供給流量の変動を±1以内に制御すると共に、石英ガラス製造炉内の冷却用に吸入する空気、石英ガラス製造炉からの排気及び石英ガラス製造炉周囲の外気の各々の温度の変動を±2.5°C以内に制御し、バーナとインゴット成長面との距離を250~330mm、インゴットの成長軸とバーナの原料ノズル軸との角度を126~140°として上記原料ガスを酸化又は火炎加水分解して生成したSiO2及びTiO2をターゲットに付着させると同時に溶融させ、バーナとターゲットとを相対揺動させることなく、かつインゴットを成長軸方向に垂直な面内で揺動させることなく、ターゲットを5~200rpmで回転させながらチタニアドープ石英ガラスのインゴットを製造し、次いでインゴットを熱間成型し、これを所要の厚さにスライスした後、1~20°C/hrの冷却速度で300°C以下までアニール処理することを特徴とするチタニアドープ石英ガラスの製造方法。本発明によれば、複屈折の進相軸が同心円状に分布しており、高い平坦性を有し、EUVリソグラフィ用、特にEUVリソグラフィフォトマスク用として有用なチタニアドープ石英ガラスを提供することができる。EUVリソグラフィ用部材、特にフォトマスク用基板には高い平坦性が要求されている。高い平坦度を達成するために、これまでは、上記の先行文献等に記載されているチタニア濃度分布の不均一性の抑制、屈折率分布の考慮、脈理等に起因して発生するチタニアドープ石英ガラス内の応力の抑制等がなされてきた。しかし、EUVリソグラフィ用部材として求められる平坦度は、実用レベルでフォトマスク用基板中央部142×142mm角内で50nm以下、より微細なパターン作製に用いられる基板としては30nm以下と非常に高いレベルが要求されており、チタニア濃度分布の不均一性の抑制、屈折率分布の考慮、脈理等に起因して発生するチタニアドープ石英ガラス内の応力の抑制等だけでは必ずしも高い平坦度のEUVリソグラフィ用部材が得られない場合がある。本発明者らが検討した結果、よりハイフラットネスなフォトマスク用基板を得るためには、EUV光を反射させる面内における複屈折の進相軸の分布を同心円状にすることが有効であることが分かった。複屈折とは、チタニアドープ石英ガラス中を光が透過するとき、その振動面の向きによって屈折率が異なるために生じる光の透過速度の違いをいう。光の透過速度vは下記式1に従う。v=c/n1ここで、cは真空中の光の速度、nは屈折率である。このとき光の透過速度が最も速い方位、つまり屈折率が最も小さい方位を進相軸という。チタニアドープ石英ガラスのEUV光反射面内における複屈折の進相軸分布と研磨平面の平坦度との関係は明確となっていないが、進相軸の向きによりチタニアドープ石英ガラス中の結合ネットワーク及びOH基にわずかな配向が生じ、研磨工程を考慮すると、EUV光反射面内の複屈折の進相軸分布を同心円状にすることにより、高平坦度で、EUVリソグラフィ用として有用なチタニアドープ石英ガラス部材が得られやすくなるものと考えられる。そこで、本発明のチタニアドープ石英ガラスは、図1に示すように、EUV光の反射面において、反射面の中心に位置する原点O及び複屈折測定点Aを結ぶ直線と、測定点Aにおける複屈折の進相軸とによりなす角度θαの平均値が45°より大きく、より好ましくは60°以上であり、更に好ましくは70°以上であり、特に好ましくは80°以上である。また、本発明においてEUV光の反射面の中心に位置する原点O及び複屈折測定点Aを結ぶ直線と、測定点Aにおける複屈折の進相軸とによりなす角度θの平均値の最大値は90°である。角度θが上記範囲より小さいとEUVリソグラフィ用として有用なチタニアドープ石英ガラス部材を得られ難くなる場合がある。ここで、各複屈折測定点における角度θについて図1により更に詳しく説明する。チタニアドープ石英ガラスのEUV光反射面内の中心位置を原点Oとし、複屈折測定点を点Aとする。原点Oと測定点Aとを結ぶ直線と測定点Aにおける進相軸によってなす角度を角度α及びα’とする。角度α及び角度α’のうち、より小さな角度いずれか一方を複屈折測定点Aにおける角度θとする。図1中ではθ=αである。ここで、角度αと角度α’が同一な場合は、θ=α=α’=90°である。また、角度θは0≦θ≦90°である。なお、原点Oにおける進相軸は考慮しない。また、角度θを上記範囲とする手段は、複屈折進相軸分布の制御方法について説明する通りである。また、本発明のチタニアドープ石英ガラスは、EUV光の反射面において、反射面の中心に位置する原点O及び複屈折測定点Aを結ぶ直線と、測定点Aにおける複屈折の進相軸とによりなす角度θの標準偏差が20°以下であることが好ましく、より好ましくは15°以下であり、更に好ましくは10°以下である。角度θの標準偏差が上記範囲より大きいとEUVリソグラフィ用部材として高平坦性を有するチタニアドープ石英ガラスを得られ難い場合がある。下限値は特に制限されないが、0.01°以上が好ましい。角度θの標準偏差を20°以下とする手段は、複屈折進相軸分布の制御方法について説明する通りである。なお、本発明において、複屈折は、両面を研磨洗浄したチタニアドープ石英ガラスを例えばユニオプト社製光へテロダイン複屈折計測器や、HindsInstruments社製Exicor350ATを使用し、測定波長633nmで測定することができる。本発明においては、複屈折は、両面を鏡面研磨したサンプルにより測定する。測定対象のチタニアドープ石英ガラス部材の大きさにもよるが、より正確な測定を行うために、測定位置の間隔は1cm以下であることが好ましい。測定に際しては、複屈折及び進相軸の向きの測定を行う。次に、チタニアドープ石英ガラスのEUV光反射面内の複屈折進相軸分布を制御する方法について説明する。図2は、本発明におけるチタニアドープ石英ガラスインゴット製造時の成長部位の模式図である。溶融面は、石英ガラス製造用バーナからの酸水素炎によりインゴット表面が溶融状態の部位である。インゴットの成長に従い温度が低下するため、インゴットの表面は溶融状態から表面にチタニアドープ石英ガラスの多孔質体シリカスートが付着した状態へと変化する。このとき、インゴット成長軸方向の溶融面部分のインゴット長さをaとし、この成長軸方向と直交するインゴット径方向の溶融面長さ半径をbとする。本発明において、チタニアドープ石英ガラス製造時の溶融面の形状は、EUV光の反射面において、反射面の中心に位置する原点O及び複屈折測定点Aを結ぶ直線と、測定点Aにおける複屈折の進相軸とによりなす角度θの平均値を45°より大きくする上で、またEUV光の反射面において、反射面の中心に位置する原点O及び複屈折測定点Aを結ぶ直線と、測定点Aにおける複屈折の進相軸とによりなす角度θの標準偏差を20°以下にする点から、インゴット成長軸方向を長軸とした扁平形状を維持することが好ましい。即ち、図2中のa及びbが、0.3<1-b/a<0.67であることがより好ましく、0.4<1-b/a<0.55であることが更に好ましい。1-b/a≧0.67の場合、溶融面が大きく、インゴット成長部位の粘性が低下してインゴット製造時に偏芯を起こしやすくなる場合がある。インゴットが偏芯を起こすとインゴット内部のチタニア濃度分布を大きくし、脈理の発生を起こしやすくなる場合がある。また、1-b/a≦0.3の場合には、チタニアドープ石英ガラスのEUV光反射面内の複屈折進相軸分布を同心円状にすることが困難となる場合がある。溶融面の形状を上記範囲とすることでチタニアドープ石英ガラスのEUV光反射面内の複屈折進相軸分布が同心円状となる理由は必ずしも明確となっていないが、インゴット製造用バーナとインゴットの位置関係、原料ガスと酸水素炎のバランス、ひいてはインゴット成長部位の温度状態が影響するものと思われる。上記条件に加え、本発明のチタニアドープ石英ガラスのEUV光の反射面における複屈折の標準偏差は5nm/cm以下であることが好ましく、3nm/cm以下であることがより好ましく、2nm/cmであることが更に好ましい。チタニアドープ石英ガラスのEUV光反射面内の複屈折進相軸分布が同心円状であっても、複屈折の標準偏差が大きい場合には、平坦度の高いEUVリソグラフィ用チタニアドープ石英ガラス部材を得ることが困難となる場合があるからである。また、本発明のチタニアドープ石英ガラスの反射面における複屈折の最大値が10nm/cm以下であることが好ましく、5nm/cm以下であることがより好ましい。EUV光の反射面における複屈折の標準偏差を小さく抑えた場合であっても、高い複屈折を有する部位が存在する場合にはチタニアドープ石英ガラス部材の平坦度が悪化する場合があるからである。なお、複屈折の下限値は特に制限されないが、通常0.01nm/cm以上である。複屈折及び複屈折の標準偏差を上記範囲とする手段としては、後述する石英ガラスインゴットの熱間成形及びアニール-徐冷処理等が挙げられる。更に、本発明のチタニアドープ石英ガラスの仮想温度分布は20°C以下が好ましく、より好ましくは10°C以下であり、更に好ましくは5°C以下である。仮想温度分布が大きい場合には、チタニアドープ石英ガラス内の熱膨張特性にも分布を生じさせるため、EUVリソグラフィ用部材として使用するに際して不適当になりやすい場合がある。なお、本発明のチタニアドープ石英ガラスにおける仮想温度分布の下限値には特に制限はないが、通常、0.1°C以上である。更に、本発明のチタニアドープ石英ガラスの仮想温度は好ましくは850°C以下であり、より好ましくは800°C以下であり、更に好ましくは775°C以下であり、特に好ましくは770°C以下である。本発明のチタニアドープ石英ガラスは、仮想温度を下げることにより、低熱膨張特性を示す温度域が広くなるため、高温化が予想されている量産用のEUVリソグラフィ用露光機の光学部材として好適である。本発明のチタニアドープ石英ガラスにおける仮想温度の下限値には特に制限はないが、通常、500°C以上が好ましい。仮想温度及び仮想温度分布を上記範囲とする手段は、後述するように、チタニアドープ石英ガラス製造時に使用するバーナの角度αを所定範囲内とすることや、インゴットをアニール-徐冷処理すること等が挙げられる。なお、チタニアドープ石英ガラスの仮想温度は、レーザーラマン分光光度計を用いて測定することができる。仮想温度の差は、Si-Oによるω3バンド800cm1付近とシリカの3員環構造に帰属されるD2バンド600cm1付近のピーク強度比の差として現れる。チタニアドープ石英ガラス製仮想温度標準サンプルのラマンスペクトルを測定してω3/D2比を求め、この比と標準サンプルの仮想温度との検量線を作成し、この検量線を用いて仮想温度が未知のサンプルの仮想温度を求める。チタニアドープ石英ガラス製仮想温度標準サンプルは、以下の方法で作製される。チタニアドープ石英ガラス片を一定温度で長時間加熱して構造緩和を十分に進ませ、その後、一定温度の炉中から液体窒素中へ瞬時に投入する等、急冷することで、構造を瞬時に凍結する。こうすることにより、加熱温度での構造が凍結された仮想温度標準サンプルを作製することができる。例えば、加熱温度を1000°Cとして上記方法で作製した標準サンプルの仮想温度は1000°Cとなる。なお、仮想温度標準サンプルのチタニア濃度は、被測定サンプルと同等であることが好ましい。また、仮想温度を効果的に下げるために、チタニアドープ石英ガラスのOH基濃度は、平均300ppm以上700ppm以下であることが好ましく、400ppm以上600ppm以下であることがより好ましい。チタニアドープ石英ガラスのEUV光の反射面内におけるOH基濃度分布に関しては特に規定はなく、複屈折進相軸分布を同心円状にするための必須条件ではないが、反射面の中心部より外周部に向けてOH基濃度が同心円状に上昇する分布であることが好ましい。アニール-徐冷処理を施すチタニアドープ石英ガラスが厚い場合、徐冷速度が速い場合には、チタニアドープ石英ガラスは中心部より外周部の方が早く冷却されるため、外周部の仮想温度が高くなる傾向にあり、結果としてチタニアドープ石英ガラスの仮想温度分布が大きくなる。OH基濃度が高い場合には仮想温度をより低くする効果が見込まれるため、結果として仮想温度分布を抑制する上で好適である。OH基濃度を上記範囲とするための手段は特に問わないが、水素ガスを含む可燃性ガス及び酸素ガスを含む支然性ガスを供給して燃焼させてバーナ先端に形成される酸水素炎中にケイ素源原料ガス及びチタン源原料ガスを供給して、ケイ素源原料ガス及びチタン源原料ガスを酸化又は火炎加水分解することにより、酸化ケイ素、酸化チタン及びそれらの複合体微粒子をバーナ先端前方に配設したターゲット上に付着させて成長させることにより、インゴットを作製するいわゆる直接法を採用し、特に横型炉を使用することが好ましい。間接法では、OH基濃度が低く、直接法竪型炉ではOH基濃度が高くなりやすくなる傾向があるからである。本発明におけるチタニアドープ石英ガラスのOH基濃度の測定は、日本分光製FT/IR-300Eを使用して行うことができる。3000~5000cm1の領域を分解能2cm1、積算回数20回として得た吸収スペクトルの4762cm1と4202cm1を直線で結んだラインをベースラインとし、4522cm1付近のピーク高さを吸収係数とした。OH基濃度の算出は換算式2を用いた。OH基濃度ppm={4522cm1における吸光係数/T}×44002但し、Tは測定サンプルの厚さcmである。本発明のチタニアドープ石英ガラスは、厚さ5mmあたりの見かけ透過率における吸収端波長の分布が好ましくは10nm以下であることが好ましく、より好ましくは5nm以下であり、更に好ましくは3nm以下である。本発明のチタニアドープ石英ガラスにおいて、厚さ5mmあたりの見かけ透過率における吸収端波長の分布の下限値には特に制限はないが、通常、0.001nm以上であり、特に0.01nm以上である。厚さ5mmあたりの見かけ透過率における吸収端波長の分布が大きいチタニアドープ石英ガラスを使用した場合、熱ヒステリシスを伴う部材の形状変化、各種物性変化をひき起こし、EUVリソグラフィの実用化に際して重要な問題となるものと考えられる場合があるからである。厚さ5mmあたりの見かけ透過率における吸収端波長の分布が好ましくは10nm以下とするための手段は、後述する所定のバーナを使用することや、このバーナ角度αを所定範囲内とすること、酸素ガス及び水素ガスの使用量を所定範囲内とすること等が挙げられる。一方、本発明のチタニアドープ石英ガラスは、厚さ5mmあたりの見かけ透過率における吸収端波長が好ましくは270nm以上であり、より好ましくは275nm以上であり、更に好ましくは277nm以上である。チタニアドープ石英ガラスの厚さ5mmあたりの見かけ透過率における吸収端波長が270nmより短い場合、EUVリソグラフィ部材に求められる低熱膨張性が得られにくいおそれがある。また、本発明のチタニアドープ石英ガラスは、厚さ5mmあたりの見かけ透過率における吸収端波長が320nm以下であることが好ましい。チタニアドープ石英ガラスの厚さ5mmあたりの見かけ透過率における吸収端波長が320nmより長い場合は、チタニアドープ石英ガラス中にチタニア微粒子の発生が著しい場合があるからである。吸収端波長を270nm以上320nm以下とするための手段は、後述する所定のバーナを使用することや、このバーナ角度αを所定範囲内とすること、酸素ガス及び水素ガスの使用量を所定範囲内とすること等が挙げられる。更に、本発明のチタニアドープ石英ガラスは、厚さ5mmあたりの波長350~800nmにおける見かけ透過率が好ましくは70以上であり、より好ましくは80以上であり、更に好ましくは90以上である。厚さ5mmあたりの波長350~800nmにおける見かけ透過率が70より低い場合、部材の位置合わせ、部材の品質検査等が困難になることがあり、精密な位置合わせ、検査が必須とされるEUVリソグラフィ用部材としては不適当な場合がある。また、チタニアドープ石英ガラス中の還元種の存在による可視域の透過率低下は、吸収端波長にも影響を及ぼす。本発明のチタニアドープ石英ガラスにおいて、厚さ5mmあたりの波長350~800nmにおける見かけ透過率の上限には特に制限はないが、表面反射による透過率損失を考慮して、通常、95以下である。見かけ透過率を上記範囲とするための手段は、可燃性ガスの線速を所定範囲とすること等が挙げられる。ここで、本発明における吸収端波長とは、両面を精密研磨及び洗浄した厚さ5mmのチタニアドープ石英ガラスの可視-紫外域における見かけ透過率を5回測定し、見かけ透過率が1以下となった波長の平均値と定義する。透過率測定は、透過率計により測定する。具体的には、VARIAN社製Cary400により以下の測定条件で行う。光源:重水素ランプAveragingtime:1.0sDatainterval:0.083nmScanrate:4.98nm/minSBW:3.0nm測定波長域:330~260nmなお、波長350~800nmにおける見かけ透過率の測定に関しては、上記測定条件のうち、測定波長域を350~800nmに変更して行った。見かけ透過率測定サンプルは、測定時のサンプル厚さが5mm±20μmになるようにスェードタイプの研磨布、酸化セリウム研磨材を使用し、12B型両面研磨機不二越機械工業株製により6時間研磨する。更に、研磨材をコロイダルシリカに変更して1時間研磨した後、洗浄する。また、EUVリソグラフィの露光温度域において低熱膨張化させるために、本発明のチタニアドープ石英ガラスは、チタニアを3~10質量含有することが好ましく、5~9質量含有することがより好ましい。なお、チタニアの含有量はプローブ径10μmでEPMA法により測定した。検出したチタンがすべてチタニアTiO2として存在すると見なし、算出した。本発明のチタニアドープ石英ガラスの製造方法は、石英ガラス製造炉内に設けたバーナに、水素ガスを含む可燃性ガス、及び酸素ガスを含む支燃性ガスを供給して燃焼させることによりバーナ先端に形成される酸水素炎中に、ケイ素源原料ガス及びチタン源原料ガスを供給して、ケイ素源原料ガス及びチタン源原料ガスを酸化又は火炎加水分解することにより酸化ケイ素、酸化チタン及びそれらの複合体微粒子を、バーナ先端前方に配設したターゲット上に付着させて成長させることによりインゴットを作製し、得られたインゴットを熱間成型して所定の形状に成型した後、インゴットをアニール-徐冷処理するものである。チタニアドープ石英ガラスの製造炉は、横型炉を使用することが好ましい。竪型炉を使用した場合、インゴット作製時に溶融面形状がインゴット成長方向を長軸とした扁平形状にならず、結果として複屈折進相軸分布を同心円状にすることができない場合がある。また、種材等のターゲットの回転数は、好ましくは5rpm以上、更に好ましくは15rpm以上、特に好ましくは30rpm以上である。なお、回転数の上限は、通常200rpm以下である。これはチタニアドープ石英ガラス中の脈理、歪み等の構造的、組成的に不均一な領域が、回転するターゲットのチタニアドープ石英ガラスが成長する部分の温度の不均一性に大きく依存して発生するからである。そこで、ターゲットの回転数を上げ、チタニアドープ石英ガラスが成長する部分の温度を均一化することでチタニアドープ石英ガラスの構造的、組成的に不均一な領域の発生を抑えることができる。本発明のチタニアドープ石英ガラスにおいては、インゴット作製時のバーナとターゲットを相対揺動させることができない。複屈折進相軸分布を同心円状とし得ないと同時にインゴット内のチタニア濃度分布を大きくすること、強い脈理発生の原因となるため高い表面平坦性を有するEUVリソグラフィ用部材を得ることが困難となるからである。更に、ケイ素源原料ガス及びチタン源原料ガスはバーナの同一ノズルに支燃性ガスと共に供給し、チタニアドープ石英ガラスを製造することにより、構造的、組成的に不均一な領域の発生を抑制できる。ケイ素源原料ガス、チタン源原料ガス及び支燃性ガスは、予め混合された後、ラインミキサー等により組成の均一化を図ることが好ましい。本発明において、チタニアドープ石英ガラス製造に際して使用するバーナは、中心多重管部及びマルチノズル部から構成されたバーナであることが好ましい。中心多重管部は原料ガスを噴射するノズルを中心とし、同心円状に複数のノズルを配した構造を有している。同複数のノズルには支燃性ガス、可燃性ガスのいずれかを供給する。一方、マルチノズル部は原料ガスを噴射する中心ノズルに対して同心円状に配した小口径の支燃性ガスを噴射するノズルを有し、同小口径ノズルの間から可燃性ガスを噴射する構造からなる。具体的には、図3に示すバーナ構造を有することが好ましい。即ち、図3において、バーナ1は、中心部に中心多重管部A、その外側にマルチノズル部Bを有する。中心多重管部Aは、その中心に原料ガス噴射中心管ノズル11が設けられ、その外側に第1の支燃性ガス供給管12、その外側に第1の可燃性ガス供給管13、その外側に第2の支燃性ガス供給管14、その外側に第2の可燃性ガス供給管15をそれぞれ包囲してなるものである。一方、マルチノズル部Bは、上記第2の可燃性ガス供給管15の外側にこれを包囲して第1の外殻管16が配設され、更にこの第1の外殻管16の外側にこれを包囲して第2の外殻管17が配設され、第2の可燃性ガス供給管15と第1の外殻管16との間に多数の第3の支燃性ガス供給管18が上記原料ガス噴射中心管11と同心円状にかつ五列に亘って配設され、これら第3の支燃性ガス供給管18の間から可燃性ガスが供給されるようになっていると共に、第1の外殻管16と第2の外殻管17との間にも多数の第4の支燃性ガス供給管19が同様に同心円状に一列配設され、これら第4の支燃性ガス供給管19の間から可燃性ガスが供給されるようになっているものである。本発明におけるチタニアドープ石英ガラスの製造に際して、バーナの中心多重管部は3重管以上であることが好ましく、より好ましくは5重管以上である。バーナの中心多重管部が少ない場合には、吸収端波長の分布が大きく、また吸収端波長が上記の範囲から外れる傾向があるからである。また、インゴット成長時の溶融面を好適な形状に保持するために、マルチノズル部Bに配する支燃性ガス供給管は中心多重管に対して五列に亘って配することが好ましく、六列に亘って配することが更に好ましい。支燃性ガス供給管が五列又は六列に亘って配されていることによって、インゴット成長時の溶融面を上記の好適な形状に保持することができる。なお、本発明においては、チタニアドープ石英ガラス作製時にインゴットを成長軸方向に垂直な面内で揺動させることは好ましくない。また、石英ガラス製造用のバーナを複数本使用すること及び原料ガスをインゴット溶融面にフィードする部位が複数存在する場合も好ましくない。いずれもインゴット内部のチタニア濃度分布を大きくすること、強い脈理の発生の原因となることと同時に、EUV光反射面内の複屈折進相軸分布を同心円状にすることが困難となるからである。本発明におけるチタニアドープ石英ガラスの製造に際して、バーナのマルチノズル部及び中心多重管部のそれぞれに供給される支燃性ガスとしての酸素ガスと、可燃性ガスとしての水素ガスが、マルチノズル部、中心多重管部の少なくとも一方で反応量論比より酸素過多であることが好ましく、更に好ましくは、マルチノズル部、中心多重管部の双方で反応量論比より酸素過多1.7≦H2/O2比<2であることが好ましい。バーナのマルチノズル部、中心多重管部の双方で反応量論比より水素過多H2/O2比≧2である場合、厚さ5mmあたりの見かけ透過率における吸収端波長の分布が10nmより大きくなること、及び厚さ5mmあたりの見かけの透過率における吸収端波長が270nm以上320nm以下の範囲から外れることが多くなる場合がある。本発明において、可燃性ガスとしてバーナから噴射される水素ガス等の線速は、好ましくは100m/sec以下であり、更に好ましくは90m/sec以下である。可燃性ガスとしてバーナから噴射される水素ガスの線速が100m/secより高い場合に製造されたチタニアドープ石英ガラスは、EUV光の反射面における複屈折の標準偏差が大きくなりやすく、900°C、100時間の熱処理によってOH基濃度の減少量が大きくなりやすい。また、350~800nmにおける厚さ5mmでの見かけ透過率が低下すると同時に、吸収端波長の分布が大きくなり、EUVリソグラフィ用部材として使用した場合に熱ヒステリシスを生じる場合があるからである。水素ガス等の可燃性ガスの線速の下限値は特に制限されないが、通常0.5m/sec以上、特に1m/sec以上である。ここで、これまで、チタニアドープ石英ガラスの製造において、製造時のバーナとインゴット成長面との距離以後、バーナ距離という。、及びインゴットの成長軸とバーナの原料ノズル軸とからなる角度以後、バーナ角度という。は、チタニアドープ石英ガラスの物性を左右するファクターとしてさほど重要視されてこなかった。しかし、チタニアドープ石英ガラスの吸収端波長を変化させる構造欠陥の発生を抑制する上においては重要であり、かつノンドープの石英ガラス製造時のバーナ距離及びバーナ角度とは異なることが分かった。即ち、本発明において図4は、バーナ1とターゲット2との位置関係を示すが、図4に図解したバーナ距離dは250mm以上、好ましくは265mm以上である。ノンドープの石英ガラス製造時より1.2倍以上長い距離となっていることが好ましい。ノンドープの石英ガラスに比べて、構造欠陥の発生を抑制するために原料ガスの反応に時間を必要とするためと考えられる。また、本発明のチタニアドープ石英ガラスにおいて、バーナ距離dの上限は、通常330mm以下である。330mmより長い場合には、インゴットの成長に良好な温度を保持すること及びEUV光反射面内の複屈折進相軸分布が同心円状となるチタニアドープ石英ガラスを得るために好適な溶融面形状を維持することが困難な場合がある。本発明において、バーナ角度αは好ましくは126°以上、より好ましくは128°以上である。ノンドープの石英ガラス製造時が一般的に125°以下であるのに対し、より高角度での成長が好ましい。このバーナ角度を保持することにより成長面温度の均熱化が維持でき、結果として吸収端波長分布が少なく、吸収端波長が所望の範囲となるチタニアドープ石英ガラスが製造でき、また仮想温度分布も抑制することができる。なお、本発明のチタニアドープ石英ガラスにおいてバーナ角度の上限は、生産性を考慮して140°以下である。ケイ素源原料ガスは、公知の有機ケイ素化合物等を使用することができ、具体的には、四塩化ケイ素、ジメチルジクロロシラン、メチルトリクロロシラン等の塩素系シラン化合物、テトラメトキシシラン、テトラエトキシシラン、メチルトリメトキシシラン等のアルコキシシラン等が使用できる。チタン源原料ガスも公知の化合物を使用することができ、具体的には、四塩化チタン、四臭化チタン等のチタンハロゲン化物、テトラエトキシチタン、テトライソプロポキシチタン、テトラ-n-プロポキシチタン、テトラ-n-ブトキシチタン、テトラ-sec-ブトキシチタン、テトラ-t-ブトキシチタン等のチタンアルコキシド等を使用できる。一方、可燃性ガスとしては水素又は水素を含有するものが用いられ、更に必要に応じて一酸化炭素、メタン、プロパン等のガスを併用したものが用いられる。支燃性ガスとしては酸素又は酸素ガスを含むものが用いられる。また、作製したチタニアドープ石英ガラスに均質化処理を施すことが好ましい。均質化処理とは、例えば特開平08-333125号公報特許文献6記載の方法で行うことができる。均質化処理を施すことで、EUV光の反射面において、反射面の中心に位置する原点O及び複屈折測定点Aを結ぶ直線と、測定点Aにおける複屈折の進相軸とによりなす角度θの平均値をより大きくすることができる。ただし、チタニアドープ石英ガラスに均質化処理を施すのみでは、EUV光反射面内の複屈折進相軸分布を同心円状にすることはできず、チタニアドープ石英ガラスインゴット作製時の条件等特に、チタニアドープ石英ガラス製造時の溶融面形状をインゴット成長軸方向を長軸とした扁平形状に維持することが必要である。製造したチタニアドープ石英ガラスインゴットは、ミラー、ステージ、フォトマスク基板等のそれぞれのEUVリソグラフィ用部材に合った所定の形状にすべく、1500~1800°C、1~10時間熱間成型を行うが、前記の製造炉で製造したチタニアドープ石英ガラスの成長軸と成型軸が平行になるように熱間成型を行う。均質化処理を施した場合には、EUV光反射面内の複屈折進相軸分布を同心円状にするため、また複屈折、複屈折の標準偏差を小さくするために最終の均質化処理時のインゴット回転軸と成型軸が平行になるように熱間成型を行う。熱間成型したチタニアドープ石英ガラスはアニール-徐冷処理する。アニール処理条件は公知の条件を用いることができ、温度700~1300°C、大気中で1~200時間保持すればよい。また、徐冷条件はチタニアドープ石英ガラスの場合、500°C程度まで徐冷することが一般的であるが、本発明においてはEUV光反射面内の複屈折進相軸分布を同心円状にするために、また複屈折、複屈折の標準偏差を小さくする、仮想温度及び仮想温度分布を低くする上で、好ましくは300°C以下まで、より好ましくは200°C以下まで徐冷する。徐冷速度は1~20°C/hr、より好ましくは1~10°C/hrである。アニール-徐冷処理を施したチタニアドープ石英ガラスを、適宜研削加工やスライス加工により所定のサイズに加工した後、酸化珪素、酸化アルミニウム、酸化モリブデン、炭化珪素、ダイアモンド、酸化セリウム、コロイダルシリカ等の研磨剤を使用して両面研磨機により研磨することによりEUVリソグラフィ用部材に形成することが可能である。本発明のチタニアドープ石英ガラスからは、6インチ角ガラス基板の場合、研磨後の基板の表裏面のいずれか一方又は両方の中央部142.4mm×142.4mm角の領域内の最も高い位置と最も低い位置との差PV平坦度が50nm以下、好ましくは40nm以下、更に好ましくは30nm以下のEUVリソグラフィフォトマスク用基板を効率よく得ることができる。なお、PV平坦度は、TROPEL社製UltraFlatM200を用いて測定できる。本発明により作製したチタニアドープ石英ガラスからなる基板の表裏面には脈理に起因した表面凹凸が発生しないことで、高い表面平坦性を実現できる特徴を有している。かかる基板は、均質性に優れることから、研磨-洗浄後の基板面中央部142.4mm×142.4mm角の領域内に凹状の欠陥で当該欠陥の最も幅広い位置で60nmより大きい欠陥が存在しない。更には、最も幅広い位置で50nmより大きい欠陥が存在しないことが好ましく、40nmより大きい欠陥が存在しないことがより好ましく、30nmより大きい欠陥が存在しないことが更に好ましい。当該の凹状欠陥は、研磨-洗浄後のチタニアドープ石英ガラス基板にSi-Mo反射多層膜を5層スパッタリングし、波長13.5nmのEUV光を光源に使用し、シュバルツシルト型の光学系によりEUVリソグラフィフォトマスク用基板表面に集光し、暗視野観察する。検知された欠陥位置でチタニアドープ石英ガラス基板を活断し、欠陥形状及び欠陥の位置を確認することができる。ここで、チタニアドープ石英ガラスのEUV光の反射面における複屈折の標準偏差、複屈折最大値、仮想温度分布及び仮想温度をそれぞれ上記範囲とするためには、まずチタニアドープ石英ガラスインゴット製造時の可燃性ガス、支燃性ガス、ケイ素源原料ガス及びチタン源原料ガスの各々の供給流量の変動を±1以内に制御すると共に、石英ガラス製造炉内の冷却用に吸入する空気、石英ガラス製造炉からの排気及び石英ガラス製造炉周囲の外気の各々の温度の変動を±2.5°C以内に制御して、チタニアドープ石英ガラスを成長させるターゲットを5rpm以上の回転数で回転させ、チタニアドープ石英ガラスインゴットを製造することが好ましい。更に、製造したチタニアドープ石英ガラスインゴットを熱間成型するに際しては、成型するインゴットが熱間成型する途中で座屈、成形用ルツボにもたれかかることがないように処理することが好ましい。熱間成型したチタニアドープ石英ガラスはアニール-徐冷処理により複屈折及び仮想温度を下げることができる。アニール条件及び徐冷条件は上述した通りである。なお、より仮想温度分布を抑制するためにアニール-徐冷処理を行うチタニアドープ石英ガラスの厚さは好ましくは10cm以下、より好ましくは5cm以下、更に好ましくは1cm以下であることが更に好ましい。以下、実施例及び比較例を挙げて本発明を具体的に説明するが、本発明は下記実施例に限定されるものではない。[実施例1,3]チタニアドープ石英ガラス製造炉として横型炉を用い、図3に示すバーナを使用し、表1に記載のガスをそれぞれのノズルに供給して、酸水素炎による四塩化珪素、四塩化チタンの酸化又は火炎加水分解反応により生成したSiO2、TiO2を石英製バーナの先方に設置した50rpmで回転しながら10mm/hrで後退するターゲット材に付着と同時に溶融させることでチタニアドープ石英ガラスのインゴットを製造した。このときのバーナ距離及びバーナ角度も表1に示した。当該製造条件における中心多重管部及びマルチノズル部における水素ガスの線速を表1に示す。このとき、各種ガスの流量変動は±0.2であった。また、チタニアドープ石英ガラス製造炉へ吸入される空気、排気されるガス、製造炉の外気温の温度変動は±1°Cであった。製造後のチタニアドープ石英ガラスインゴットから溶融面形状を測定し、表4に示す。得られた110mmφ×400mmLのインゴットより厚さ6.5mmのサンプルを切り出し、その両面を研削、研磨及び洗浄し、厚さ5.01mmのサンプルを作製した。当該サンプルの中心から径方向に20mm間隔で波長350~800nmにおける見かけ透過率及びOH基濃度を測定した。残りのチタニアドープ石英ガラスインゴットを1700°Cで6時間加熱することにより、160mm×160mm角柱状に熱間成型した。その後、厚さ7mmにスライスして得られたチタニアドープ石英ガラス基板を、高純度多孔質炭化ケイ素断熱材を使用した炉内において、大気中で850°C、150時間保持して、200°Cまで2°C/hrの速度で徐冷した。チタニアドープ石英ガラス基板を152.4mm×152.4mm角柱状に研削し、スェードタイプの研磨布、酸化セリウム研磨材を使用し、12B型両面研磨機不二越機械工業株製により6時間研磨した後、研磨材をコロイダルシリカに変更して1時間研磨、洗浄し、厚さ6.35mmの両面を鏡面化した研磨基板を得た。得られた研磨基板のうち1枚の152.4mm×152.4mm角内の複屈折を5mm間隔で各点における進相軸と共に測定した。更に、図5に示す各点における仮想温度及びチタニア濃度を測定した。同様の方法で作製した研磨基板20枚の平坦度を両面で測定した。測定した各種物性を表4に示す。平坦度の測定結果は研磨基板20枚での50nm以下、40nm以下及び30nm以下の平坦度を満たす基板の取得率である。作製した研磨基板の複屈折分布図を図7に示す。[実施例2]実施例1と同様に製造した110mmφ×400mmLのインゴットから見かけ透過率測定及びOH基濃度測定サンプルを取得した後、熱間成型する前に特開平08-333125号公報記載の均質化方法で三方向に均質なチタニアドープ石英ガラスを得た。均質化方法は、具体的には、溶融帯域部分にバーナを毎分20mmの速度で回転軸に沿ってゆっくりと移動させ、最終的には棒状石英ガラスインゴット全体を溶融帯域が通過するように動かした。その他については実施例1と同様とした。結果を表4に示す。また、作製した研磨基板の複屈折分布図を図8に示す。[実施例4]チタニアドープ石英ガラスインゴットの作製時、水素ガスを意図的に30分に1回の割合でセット流量より±3の範囲で変動させた以外は、実施例1と同様とした。結果を表4に示す。[実施例5]200°Cまで30°C/hrの速度で徐冷した以外は、実施例1と同様とした。結果を表4に示す。[実施例6]作製したチタニアドープ石英ガラス基板を高純度多孔質炭化ケイ素断熱材を使用した炉内において1150°Cまで昇温し、200°Cまで20°C/hrの速度で徐冷した。その他については実施例1と同様とした。結果を表4に示す。[比較例1]図6に示すバーナを使用し、表2に記載のガスを使用して、チタニアドープ石英ガラスインゴットを作製した。図6記載のバーナ20は、中心部に中心多重管部C、その外側にマルチノズル部Dを有する。中心多重管部Cは、その中心に原料ガス噴射中心管ノズル21が設けられ、その外側に第1の支燃性ガス供給管22、その外側に第1の可燃性ガス供給管23、その外側に第2の支燃性ガス供給管24、その外側に第2の可燃性ガス供給管25をそれぞれ包囲してなるものである。一方、マルチノズル部Dは、上記第2の可燃性ガス供給管25の外側にこれを包囲して外殻管26が配設され、第2の可燃性ガス供給管25と外殻管26との間に多数の第3の支燃性ガス供給管27が上記原料ガス噴射中心管21と同心円状にかつ三列に亘って配設され、これら第3の支燃性ガス供給管27の間から可燃性ガスが供給されるようになっているものである。その他については実施例1と同様とした。結果を表4に示す。また、作製した研磨基板の複屈折分布図を図9に示す。[比較例2]図10に示す特開2010-013335号公報記載のマルチノズル部に配した支燃性ガス噴射ノズルが2重管のバーナを使用してチタニアドープ石英ガラス基板を作製した。その他の製造条件は表3に示す。ここで、図10において、図10a中、31はSiCl4供給管、32はTiCl4供給管、33は流量計、34,35,36は水素ガス供給管、37,38,39,40は酸素ガス供給管、41は酸水素火炎バーナ、42は酸水素炎、43はチタニアドープシリカ微粒子、44は支持体、45はインゴットを示す。また、図10bは、上記バーナ41の横断面図であり、このバーナ41はノズル47~51からなる5重管46の外側に外殻管52を有し、この外殻管52内にノズル53を有する構造とされ、中心ノズル第1ノズル47には、上記SiCl4及びTiCl4供給管31,32からSiCl4、TiCl4が供給されると共に、酸素供給管40から酸素ガスが供給される。なお、必要によりアルゴンガス等の不活性ガスを供給させることもできる。また、第2ノズル48、第4ノズル50には酸素ガスが酸素ガス供給管37,38から供給され、第3ノズル49、第5ノズル51には水素ガスが水素ガス供給管34,35から供給される。更に、外殻管52には水素ガスが水素ガス供給管36から、ノズル53には酸素ガスが酸素ガス供給管39から供給される。表3に記載のガスをメインバーナのそれぞれのノズルに供給して、酸水素炎中で四塩化ケイ素、四塩化チタンの加水分解反応により生成したSiO2及びTiO2を石英製バーナの先方に設置した50rpmで回転しながら10mm/hrで後退するターゲット材に付着させることでチタニアドープ石英ガラスのインゴットを製造した。また、メインバーナと同時にインゴット側面に酸水素炎をあてるサブバーナを使用した。このとき、各種ガスの流量変動は±0.2/hrであった。また、チタニアドープ石英ガラス製造炉へ供給される空気、排気されるガス、製造炉の外気温の温度変動は±1°Cであった。得られた120mmφ×400mmLのインゴットを1,700°Cにおける温度勾配が2.5°C/cmの電気炉にて155mm×155mm角柱状の底面、対角線上の交点に設置して1,700°Cで6時間加熱することにより熱間成型した。この時、成型るつぼは2rpmで回転させた。その後、大気中で1,150°C、150時間保持してアニール後、500°Cまで5°C/hrの速度で徐冷した。アニール後のインゴットを152.4mm×152.4mm角柱状に研削し、チタニアドープ石英ガラスインゴットを得た。その他については実施例1と同様とした。測定した各種物性値を表4に示す。"