The investigation was carried out on two laboratory steels elaborated from identical base materials, one with 0.05% Sb and an industrial steel as‐delivered and after decarburisation. Cold rolled 0.5 mm sheets were prepared by laboratory rolling and investigated after annealing in temperature range 550 to 800°C for 0.5 to 60 m. Antimony has no effect on recovery in temperature range 550 to 625°C. Rare recrystallization nuclei were found at grain boundaries only in the decarburized steel, in all other steels nucleii appeared and grew only inside of deformed grains. At recrystallization finished grains were coarser in antimony and decarburized steels. The explanation is that less numerous nuclei grew for a longer time in the deformed matrix. The size of recrystallized grains was proportional to the square root of the annealing time. Recrystallized grain growth was faster in antimony‐free laboratory and in decarburized industrial steels, while the growth activation energy is very similar in antimony and decarburized steels. The growth activation energy was greater in antimony‐free laboratory and in as‐delivered industrial steels. It was similar to the activation energy of part of the recovery and near to the activation energy of iron self‐diffusion in ferrite. No difference was found in grain growth topology between the antimony and the comparative laboratory steels. Results indicate a similar effect of the presence of 0.05% of antimony and the decreased carbon content in steel. Zwei Versuchsstähle, die auf gleichem Ausgangswerkstoff basieren, einer davon mit 0.05% Sb, und ein industriell hergestellter Stahl im Lieferzustand und nach Entkohlung sind Gegenstand dieser Untersuchung. Kaltgewalzte 0.5 mm dicke Feinbleche wurden im Laborwalzwerk hergestellt und nach anschließender Glühung bei 550 – 800°C, 0.5 – 60 min untersucht. Antimon hat keinen Einfluß auf die Erholung im Temperaturbereich 550 – 625°C. Wenige Rekristallisationskeime traten nur auf den Korngrenzen des entkohlten Stahls auf; in allen anderen Proben wuchsen Keime nur innerhalb deformierter Körner. Nach Rekristallisation lagen gröbere Körner im Antimon‐legierten Stahl als auch in der entkohlten Sorte vor. Das läßt sich damit erklären, daß weniger keime eine längere Zeit in der verformten Matrix wachsen können. Die Größe der rekristallisierten Körner ist proportional zur Wurzel der Glühdauer. In Stählen ohne Antimon bzw. den industriellen entkohlten Sorten wuchsen die rekristallisierten Körner schneller. Demgegenüber ist die Aktivierungsenergie für das Wachstum in beiden Werkstoffen vergleichbar, im Fall der Laborschmelzen ohne Antimon und der industriellen Sorten im Anlieferungszustand ist sie jedoch größer. Sie lag im Bereich der Aktivierungsenergie für einen Teil der Erholung bzw. der Eisenselbstdiffusion in Ferrit. Hinsichtlich der Topologie des Kornwachstums konnte kein Unterschied zwischen Antimon‐legierten und vergleichbaren Laborschmelzen festgestellt werden. Die Ergebnisse lassen den Schluß zu, daß 0.05% Antimon sich ähnlich auswirken wie ein abgesenkter Kohlenstoffgehalt im Stahl.